Materiaux metalliques

SÉRIE | MATÉRIAUX Michel Colombié et coll. MATÉRIAUX MÉTALLIQUES 2e édition MATÉRIAUX MÉTALLIQUES DANS LA MÊME ...

Author: Michel Colombie

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SÉRIE

| MATÉRIAUX

Michel Colombié et coll.

MATÉRIAUX

MÉTALLIQUES

2e édition

MATÉRIAUX MÉTALLIQUES

DANS LA MÊME COLLECTION

M. CARREGA ET COLL. Matériaux polymères, 2e édition, 656 p.

C. BATHIAS ET COLL. Matériaux composites, 432 p.

Michel Colombié

MATÉRIAUX MÉTALLIQUES Avec la collaboration de Didier Albert Roger Baltus Laëtitia Kirschner Paul Blanchard Pierre Blazy Michel Bonin Daniel Charquet Yves Combres Paul Delpire André Eberhardt Jacques Fargues Georges Gardès Didier Grass

Maurice Henry Robert Lévêque Jean-Claude Margerie Francis Michaud Guy Murry Guy Nicolas Étienne Patoor Nicole Petit Ronald Racek Daniel Robert Jean-Paul Touboul Christian Vargel Bernard Wojciekowski 2e édition

© Dunod, Paris, 2001, 2008 ISBN 978-2-10-053918-5

Table des matières

Table des matières

A Notions de métallurgie physique 1 • Notions de métallurgie physique 1.1 Structure des métaux

5 5

1.2 Alliages, mélanges de phases et diagrammes d’équilibre

31

1.3 Traitements thermiques. Transformations à l’état solide

35

1.4 Propriétés mécaniques des métaux et alliages

53

1.5 Traitements thermomécaniques : écrouissage, recristallisation

79

1.6 Corrosion et anticorrosion des métaux et alliages

83

B Alliages ferreux 2 • Introduction

97

2.1 Définitions

97

2.2 Désignation des aciers (NF EN 10027)

99

2.3 Désignation des fontes (NF EN 1560)

101

2.4 Inconvénients et avantages

101 V

Table des matières

3 • Aciers d’usage général 3.1 Introduction

105

3.2 Rappel de données métallurgiques de base

107

3.3 Normalisation

113

3.4 Propriétés d’usage et de mise en œuvre

120

3.5 Applications

131

3.6 Évolution

132

3.7 Commercialisation

133

3.8 Renseignements pratiques

133

4 • Aciers spéciaux de construction mécanique

139

4.1 Principes du durcissement des aciers

140

4.2 Durcissement par précipitation de carbures

143

4.3 Traitements thermiques de surface

155

4.4 Aciers spéciaux pour traitement thermique

159

4.5 Normalisation

160

4.6 Propriétés d’usage

169

4.7 Propriétés de mise en œuvre

174

4.8 Choix des aciers

184

4.9 Évolution des aciers spéciaux

188


189

5 • Aciers inoxydables

VI

105

193

5.1 Définition et notions de base

193

5.2 Normalisation

206


207

5.4 Domaines d’utilisation des aciers inoxydables

234

5.5 Nouveaux aciers inoxydables

236


241


244

Table des matières

6 • Aciers d’outillage

245

6.1 Définitions et notions de base

246

6.2 Normalisation

257

6.3 Propriétés de mise en œuvre et d’usage

259

6.4 Applications

296

6.5 Évolution du matériau

300


304

7 • Fontes

307

7.1 Définitions, notions de base et classification des fontes

307

7.2 Normalisation des fontes

317

7.3 Propriétés des fontes moulées et conditions d’usage spécifique

319

7.4 Utilisation des fontes moulées

336

7.5 Évolution des fontes moulées

338

7.6 Commercialisation des pièces moulées en fonte

340


341

C Métaux et alliages non ferreux 8 • Aluminium et alliages d’aluminium

347

8.1 Introduction

347

8.2 Désignation des alliages d’aluminium

352

8.3 Bases de la métallurgie de l’aluminium et de ses alliages

355

8.4 Propriétés et applications des principaux alliages d’aluminium

365

8.5 Normalisation

378

8.6 Propriétés d’usage des alliages d’aluminium

381

8.7 Propriétés de mise en œuvre des alliages d’aluminium

413 VII

Table des matières

8.8 Protection et entretien des alliages d’aluminium

436

8.9 Fonderie de moulage des alliages d’aluminium

457

8.10 Applications de l’aluminium et de ses alliages

477

8.11 Nouveaux produits

484


487

8.13 Recyclage

490


492

9 • Titane et alliages de titane 9.1 Définition et notions de base

495

9.2 Normalisation

499

9.3 Propriétés d’usage et mise en œuvre

505

9.4 Applications

529

9.5 Alliages nouveaux

532


533


533

10 • Nickel et alliages base nickel-Superalliages

535

10.1 Définitions

535

10.2 Classement – Nuances principales

535

10.3 Données métallurgiques de base

540

10.4 Normalisation

548


549

10.6 Applications

567

10.7 Évolution des matériaux

571


574


576

11 • Zinc et alliages de zinc

VIII

495

579

11.1 Introduction

579

11.2 Revêtements à base de zinc sur acier

582

Table des matières

11.3 Alliages de zinc de fonderie

606

11.4 Laminés

622

11.5 Normalisation

631


631

11.7 Recyclage

637


638

12 • Cuivre et alliages de cuivre

643


643

12.2 Normalisation

648


650

12.4 Applications

653

12.5 Alliages spéciaux

671


676

13 • Magnésium et alliages de magnésium

679

13.1 Introduction

679


682

13.3 Alliages de magnésium

685

13.4 Normalisation

692


694

13.6 Mise en œuvre (Afnor NF A 65-700)

697

13.7 Applications

711

13.8 Évolutions

714


719

13.10 Recyclage

721


722

14 • Zirconium et alliages de zirconium

727

14.1 Notions de base. Fabrication

727

14.2 Normalisation

729 IX

Table des matières


730

14.4 Applications

741


742


742


743

15 • Molybdène, tungstène et leurs alliages 15.1 Introduction

745

15.2 Notions de base. Élaboration

746

15.3 Normalisation

749


749

15.5 Mise en forme

762

15.6 Applications

764

15.7 Évolution

766


767

16 • Les métaux précieux et leurs alliages

X

745

769

16.1 Notions de base

769

16.2 L’argent

773

16.3 L’or

784

16.4 Le platine

792

16.5 Le palladium

802

16.6 Le rhodium

807

16.7 L’iridium

809

16.8 Le ruthénium

811

16.9 L’osmium

813

16.10 Normalisation

814


816

Table des matières

D Métaux et alliages nouveaux 17 • Alliages à mémoire de forme

819


819

17.2 Normalisation

824


824

17.4 Principales applications

834

17.5 Principales évolutions

839


845

18 • Métaux amorphes Verres métalliques

851

18.1 Introduction

851

18.2 Notions générales sur les verres métalliques

852

18.3 Principales techniques d’obtention des verres métalliques

854

18.4 Propriétés des verres métalliques

858

18.5 Applications – Évolution

859


861

Index

863

XI

A

Notions de métallurgie physique

NOTIONS DE MÉTALLURGIE PHYSIQUE

A

1

2


A La science métallurgique a fait, au cours de ces dernières décennies, des progrès très importants. En schématisant un peu, on peut dire que tous les mécanismes expliquant les propriétés des métaux ou les procédés industriels correspondants sont bien connus. On sait pourquoi tel alliage devient fragile, pourquoi sa limite d’élasticité varie, pourquoi sa résistance à la corrosion évolue, etc. D’une part, la connaissance de ces processus est indispensable pour bien comprendre la présentation ultérieure des différents matériaux métalliques industriels, de leurs propriétés, des traitements thermiques ou mécaniques, etc. Mais surtout, dans ce domaine, tout ingénieur confronté à un problème industriel peut connaître, a priori, le mécanisme en cause, ce qui doit lui permettre de déterminer le ou les paramètres sur lesquels il faut agir, et dans quel sens il faut les faire varier. Cette connaissance est déjà très importante sur le plan pratique ; en effet, elle permet de limiter considérablement le nombre d’essais expérimentaux à réaliser. Cela, bien entendu, entraîne des gains de temps et des économies souvent très importants, dont on n’a plus le droit de se priver. Par conséquent, nous nous efforcerons dans cette première partie de présenter et de décrire ces différents mécanismes. Cette description sera volontairement simple, en se limitant à la compréhension indispensable à l’utilisateur de matériaux métalliques. Les lecteurs intéressés trouveront bien entendu des informations plus détaillées dans des ouvrages spécialisés1. Nous tenterons de montrer comment la connaissance de ces mécanismes, souvent simples, conduit à une démarche déductive, rapide et donc efficace. Par contre, dans bien des cas encore, les mécanismes que nous venons d’évoquer ne sont pas quantifiés, c’est-à-dire, que la relation mathématique liant la propriété à faire varier au paramètre influant n’est pas connue. Cela oblige donc en général, pour résoudre un problème donné, à des essais de « recentrage » qui constituent le minimum des travaux expérimentaux à réaliser. L’évolution actuelle des connaissances en métallurgie consiste précisément à combler ce vide. C’est ce qui correspond au développement de lois de comportement, au sens large du terme, ou des modélisations diverses. Nous les présenterons lorsqu’elles existent. Tout métallurgiste doit bien sûr se tenir au courant de ces progrès qui, sur certains points, sont rapides.

1. Métallurgie. Du minerai au matériau, J. Philibert, A. Vignes, Y. Bréchet. P. Combrade, Masson, Paris, 1998.

3

4

1 • Notions de métallurgie physique

1.1 Structure des métaux

1 • NOTIONS DE MÉTALLURGIE PHYSIQUE


A Michel Colombié

1.1 Structure des métaux 1.1.1 Liaisons entre atomes d’un solide Les solides, quels qu’ils soient, sont formés d’atomes liés entre eux par des forces sur lesquelles nous reviendrons. Rappelons d’abord que les atomes sont constitués d’un noyau central chargé positivement, autour duquel gravitent des électrons négatifs. Ces derniers sont organisés en différentes couches en général complètes à 8 électrons sauf la dernière. Nous noterons que l’état le plus stable est atteint lorsque cette dernière couche contient, elle aussi, 8 électrons.

Types de liaisons À partir des remarques précédentes, on comprendra que plusieurs types de liaison puissent exister entre atomes dans les solides

Liaison covalente La liaison covalente est caractérisée par la mise en commun entre atomes d’un ou de plusieurs électrons de façon à compléter leur couche extérieure à 8 électrons. Par exemple (figure 1.1), l’atome de chlore possède 7 électrons sur sa couche extérieure : la mise en commun d’un électron de chaque atome entraîne une liaison covalente entre deux atomes. Autre exemple, le germanium possédant 4 électrons périphériques se combine avec 4 autres atomes de germanium : chacun mettra en commun un électron périphérique de façon à compléter toutes les couches extérieures à 8. Ces liaisons covalentes sont fortes et directionnelles.

Liaison ionique Les atomes liés par des liaisons ioniques perdent ou gagnent un ou plusieurs électrons périphériques pour compléter leur couche extérieure à 8. Ils deviennent ainsi des ions positifs ou négatifs ; la liaison résulte de l’attraction entre les ions de charges opposées. Par exemple, dans le cas du fluorure de lithium LiF, l’atome de lithium perd son électron périphérique qui vient compléter la couche externe du fluor (figure 1.1). Cette liaison ionique est encore une liaison forte. C’est le cas de nombreux composés tels que les oxydes métalliques, comme Al2O3, MgO, CaO, etc.

Liaison métallique

La liaison métallique (figure 1.1) se caractérise par la mise en commun des électrons de liaison qui sont répartis dans l’ensemble du réseau d’ions. Ainsi, les métaux sont constitués 5



Cl

Li+

Cl

Liaison covalente de deux atomes de chlore

F–

Liaison ionique du fluorure de lithium H + CH2

e– Fe++ e–

C

e–

Fe++

e– Fe++

e– Liaison métallique : ions Fe2+ dans le nuage électronique

CH2

C

CH2

O – + H

Fe++

e–

N

CH2

N –

O Liaison de Van der Waals. Réticulation du nylon

Figure 1.1 – Quatre types de liaisons.

d’ions occupant des positions déterminées, formant un réseau et baignant dans un « nuage électronique ». La position des ions résulte des forces d’attraction et de répulsion électrostatiques qui s’exercent entre ces ions positifs et le nuage électronique délocalisé. Il s’agit d’une liaison moyennement forte. On comprendra cependant que, compte tenu de la « flexibilité » du nuage électronique, qui peut se déplacer à l’intérieur de la structure, cette dernière est assez souple. En effet, s’il manque localement un ou plusieurs ions, la structure sera préservée, le nuage électronique s’adaptant pour maintenir les liaisons des autres ions. Nous verrons que cette propriété est à la base du comportement des matériaux métalliques.

Liaison de Van der Waals Dans beaucoup de molécules à liaisons covalentes, le centre des charges positives n’est pas confondu avec celui des charges négatives ; il y a déformation des orbites externes. Cela donne lieu à la formation de dipôles (figure 1.1). La liaison de Van der Waals est due à l’attraction de ces molécules polarisées. C’est, au contraire des précédentes, une liaison de faible intensité. Ce sont ces liaisons faibles qui, par exemple, relient entre elles les macromolécules par réticulation.

Types de liaison et propriétés des matériaux Les matériaux céramiques (oxydes, nitrures, carbures, etc.) sont caractérisés par des liaisons covalentes ou ioniques ; ces liaisons très fortes expliquent les températures de fusion et les résistances élevées de ces matériaux. Ce seront donc des réfractaires, en général très durs mais fragiles. De même, les liaisons étant directionnelles, les atomes 6



ne pourront pas prendre toutes les positions pour être le plus proche possible ; leur densité sera donc relativement faible. Enfin, l’ordre indispensable à ces types de liaison ne permet pas la présence de nombreux défauts dans la structure. Les faibles intensités des liaisons de Van der Waals expliquent, au contraire, que les polymères aient à la fois une température de fusion et une résistance mécanique très faibles. La liaison métallique de force moyenne entraîne pour les métaux des résistances ou des duretés et des températures de fusion intermédiaires. N’étant pas directionnelle, elle permet aux atomes de se rapprocher au maximum, conduisant à des densités élevées et aux structures les plus compactes. Enfin, sa flexibilité autorise une grande quantité de défauts, dont nous verrons l’influence en particulier sur les propriétés mécaniques et la déformation plastique Ces quelques remarques expliquent donc l’existence des trois grandes familles de matériaux : céramiques, métaux, polymères et leurs principales propriétés. La métallurgie s’intéressera à la deuxième, caractérisée par la liaison métallique évoquée ci-dessus. On y rencontrera accessoirement des composés comme les carbures, les nitrures ou les oxydes, de type céramique.


A

Forces interatomiques. Modèle électrostatique Quel que soit le type de liaison parmi celles évoquées ci-dessus, les atomes sont donc liés entre eux par des forces d’attraction ou de répulsion très directement fonction de leur distance x. En première approximation, nous utiliserons le modèle atomique de l’atome de Bohr ; selon ce modèle, les électrons chargés négativement sont maintenus en équilibre autour du noyau, sous l’effet de leur interaction avec des charges positives. En considérant, toujours en première approximation, le cas de deux atomes (figure 1.2), les charges électriques de même signe créent un potentiel électrostatique de répulsion Ur entre les atomes, alors que les charges de signes opposés créent un potentiel électrostatique d’attraction Ua.

e–

e–

e–

+

e–

+

Figure 1.2 – Deux atomes.

Le potentiel d’attraction Ua est donné par la loi de Coulomb : Ua = A/x. Le coefficient A dépend des charges en présence ; il est négatif, car s’agissant de forces d’attraction, l’énergie diminue si x diminue. Le potentiel de répulsion est de la forme Ur = B/xn, avec n, une constante de l’ordre de 6 à 11 selon les matériaux. La figure 1.3 représente la variation de Ua, Ur et du potentiel résultant U = Ua + Ur en fonction de x. Il présente un minimum pour une distance x0 correspondant à la position d’équilibre des deux atomes. Par conséquent, cette position d’équilibre des atomes à l’état solide correspond à l’existence du puits de potentiel U0 pour la distance x0. On constate que ce puits de potentiel est d’autant plus profond, c’est-à-dire que U0 est 7


1 • Notions de métallurgie physique U

F

Ur

U Fm xo

xo

O

x

Uo

O

x

Ua Potentiel entre deux atomes

Force entre deux atomes

Figure 1.3 – Variation de U et de F.

d’autant plus grand, que la valeur de n est élevée. U0 représente en réalité l’énergie de cohésion, c’est-à-dire l’énergie qu’il faut fournir au matériau pour qu’il passe de l’état solide à l’état gazeux où la distance entre atomes est très élevée : c’est donc l’enthalpie de sublimation Hm correspondant au passage de l’état solide à l’état gazeux. L’application d’une force, par exemple de traction, entre les atomes entraînera évidemment un déplacement de la position d’équilibre autour de x0 ; cela n’est autre que le phénomène de déformation élastique des matériaux correspondant au déplacement de l’atome dans son puits de potentiel autour de sa position d’équilibre. La force appliquée

dU dx

se calcule facilement : F = --------

d A dx x

B xn

soit : F = ------- ---- + ------

dF ⁄ S dx ⁄ x 0

x dF S 0 ⎝ dx ⎠ x

Le module d’élasticité peut s’obtenir de même : E = ------- = ------------------0- = ------0 ⎛ --------⎞

dσ dε

( 1 – n )A

soit, tous calculs faits : E = --------------------2

S 0x 0 La résistance à la rupture correspondrait à la valeur maximale de la force, soit Fm :

Fm A 1–n - = -------------- ⎛ -------------⎞ R m = ------2 ⎝ ⎠ S0 S 0x m 1 + n Ce modèle permet donc de comprendre la notion de cohésion et de rigidité des matériaux solides, en particulier des métaux. Ces caractéristiques, mesurées par Rm et E, sont liées à la profondeur du puits de potentiel dans lequel se trouve l’atome, c’est-à-dire à la valeur du coefficient n compris entre 6 et 11. Par contre, cette théorie présente deux difficultés : 8



1. Compte tenu des valeurs de n comprises entre 6 et 11, on calcule facilement que

E R m ≅ ------ . Or, expérimentalement, cette relation n’est pas vérifiée. Pour un acier, par exem10 E 210 000 ple, R m ≅ ------ = ---------------------- MPa = 21 000 MPa (E ≅ 210 GPa). 10 10

A

Or en pratique Rm ≅ 800/1 000 MPa soit de l’ordre de 20 fois inférieur.


2. La déformation élastique du matériau correspondrait au déplacement le long de la courbe de x0 à xm. On constate, la courbe n’étant pas linéaire, que la force n’est pas proportionnelle au déplacement x, ce qui est contraire à la loi de Hooke constatée expérimentalement. Nous expliquerons ultérieurement ces deux contradictions.

1.1.2 Architecture cristalline

Systèmes et réseaux cristallins Dans un métal ou un solide en général, chaque ion ou chaque atome occupe une position bien définie dans l’espace, non seulement par rapport à ses premiers voisins, mais aussi par rapport à tous les autres atomes. On dit qu’il existe un ordre à grande distance. L’ensemble de la répartition des atomes ou des ions présente une symétrie telle que toute la structure peut être décrite par la translation selon trois axes d’un motif constant. De façon tout à fait générale, ce motif peut être défini par un parallélépipède caractérisé par (figure 1.4) : – trois vecteurs a, b et c, – porté par trois axes Ox, Oy et Oz, – formant entre eux trois angles α, β et γ. Le parallélépipède ainsi défini est une maille primitive. Selon les relations qui s’établissent entre les trois longueurs a, b et c et les trois angles α, β, et γ, on distingue 7 systèmes cristallins différents. Chaque sommet de la maille primitive est un nœud. En plaçant d’autres nœuds, soit au centre de la maille, soit au centre de ses bases, soit au centre de ses six faces, on obtient 14 réseaux cristallins ou réseaux de Bravais.

z

c

γ a

x

O

α

b

β

y

Maille élémentaire

Figure 1.4 – Maille élémentaire. 9



Dans les métaux, à chaque nœud du réseau se situe un ion. La translation dans l’espace de la maille ainsi formée selon l’un des vecteurs a, b ou c permet de décrire la totalité du cristal.

Repérage des directions et des plans Le système d’axe utilisé est toujours celui qui correspond aux trois vecteurs de translation a, b et c. L’origine est située à un nœud arbitraire, car tous les nœuds sont géométriquement équivalents. Une direction est désignée par trois indices [uvw]. C’est la direction d’une droite passant par l’origine et le point de coordonnées u, v et w ; pour simplifier l’écriture, on retient les entiers les plus petits. On note qu’un indice est négatif en plaçant un signe – au-dessus, par exemple : [1 2 1]. La figure 1.5 représente quelques directions indexées dans une maille. Un plan est désigné par trois indices (hkl) appelés indices de Miller. Chaque indice est l’inverse des intersections du plan avec les trois axes du cristal, mesurées en fonction de a, b et c (figure 1.6). Dans le cas de la structure hexagonale, pour mieux distinguer sa symétrie, les plans sont désignés par quatre indices appelés de Miller-Bravais. On utilise ici quatre axes ; les trois premiers a1, a2 et a3 sont dans le plan de base et à 120˚ ; le quatrième est normal au plan de base. Les indices sont notés h, k, i, l et obtenus de la même façon que les indices de Miller ; on notera que les trois premiers indices ne sont pas indépendants : i = –(k + h) La figure 1.7 montre quelques plans du système hexagonal caractérisés par les quatre indices de Miller-Bravais.

Structures cristallines des métaux Les liaisons métalliques sont des liaisons moyennement fortes et non directionnelles. Les atomes auront donc tendance à s’entourer d’un grand nombre de premiers voisins (de 8

z

[111]

[302] y

O

[120]

x

[110]

Figure 1.5 – Directions indexées. 10

[010]


1 • Notions de métallurgie physique z

;; ;; O

;; ;;

A NOTIONS DE MÉTALLURGIE PHYSIQUE

(111)

(110) y

(010)

x

Figure 1.6 – Plans cristallins. Indices de Miller.

z

;;

(0001)

t

x

;; ;;

y

[1010]

(0110)

(1120)

[1120]

Figure 1.7 – Plans cristallins et indices de Miller dans le système hexagonal compact.

à 12) et donc de former des ensembles relativement compacts, ce qui explique la densité élevée des métaux. C’est pour cette raison que dans les métaux, les structures cristallines se limitent aux trois systèmes suivants (figure 1.8) : – cubique à faces centrées (CFC), – cubique centré (CC), – hexagonal compact (HC). 11



Figure 1.8 – Les trois systèmes cristallins des métaux.

Les systèmes cubiques sont simplement caractérisés par la dimension de l’arête du cube a ; le système hexagonal dépend de deux paramètres, le côté de l’hexagone a et la hauteur du prisme c. Si tous les ions sont identiques et considérés comme des sphères rigides, dans un plan, l’assemblage compact est obtenu lorsque l’on forme un réseau hexagonal. Nous pouvons alors construire le cristal à trois dimensions en empilant de tels plans de façon aussi compacte que possible. On vérifie facilement que cela peut se faire de deux façons différentes. Au-dessus de la première couche A, la deuxième B sera telle que chaque sphère soit en contact avec trois sphères de A. La troisième couche peut avoir deux positions telles que toutes ses sphères soient en contact : – Soit cette troisième couche est identique à A, entraînant une succession de couches de type ABAB. Cela conduit au système hexagonal compact (HC) ; les couches A constituent les bases du prisme hexagonal, les trois atomes au centre formant le début de la couche B. – Soit cette troisième couche est différente de A et B. Cela entraîne une succession ABCABC formant le système cubique à faces centrées (CFC). En effet, on constatera que, dans ce réseau, les atomes ont aussi un arrangement hexagonal compact dans les plans (111) ; par conséquent, ce système (CFC) peut être considéré comme formé d’un empilement de plans hexagonaux (111). 12



Ces deux systèmes sont donc les deux seules façons de ranger dans l’espace des atomes sphériques de la manière la plus compacte possible ; ils sont à ce titre équivalents, chaque atome ayant 12 plus proches voisins. Le système cubique centré est un peu moins dense, n’ayant que 8 plus proches voisins. Remarque

A

plan intermédiaire, soit : d

2

2

a 3-⎞ = a 2 = ⎛⎝ --c-⎞⎠ + ⎛⎝ 2--- ---------2 3 2 ⎠


Si l’on suppose toujours que les atomes ou ions sont des sphères tangentes dans le système HC, leur diamètre est donné par la distance de deux centres dans le plan de base, soit d = a. De même, d est aussi la distance du centre d’une sphère du plan de base et de sa voisine du 2

d’où c a 8 c = ---------- , soit --- = 1, 633 a 3

En résumé, tous les métaux cristallisent dans l’un des trois systèmes évoqués ci-dessus, parce que ce sont les plus denses. À titre d’exemple, le tableau 1.1 indique la structure et les paramètres des principaux métaux usuels.

Sites dans les réseaux cristallins Dans un réseau cristallin métallique dont les ions sont assimilés à des sphères dures, il existe des espaces libres laissés entre ces ions ; ces espaces sont appelés sites. Ils sont importants car, comme nous le verrons ultérieurement, c’est dans ces régions que pourront se glisser des ions de faibles dimensions (interstitiels). Les atomes voisins de ces sites forment un polyèdre. Ainsi, dans le système cubique simple, le site situé au centre du cube est appelé site cubique. De même (figure 1.9), dans le système cubique à faces centrées, on trouvera des sites octaédriques et tétraédriques. Le tableau 1.2 indique pour chaque système le type et le nombre de sites interstitiels. On peut calculer les dimensions ou rayons r des différents sites en fonction du rayon atomique ri des ions ; ces derniers sont assimilés à des sphères dures en contact (tableau 1.3).

(a)

(b)

Figure 1.9 – Sites octaédriques et tétraédriques du système cubique à faces centrées. 13



Tableau 1.1 – Systèmes cristallins et paramètres des principaux métaux.

Paramètres (nm) Métaux

Structures a

c

Fer α

CC

0,287

Fer γ

CFC

0,366

Aluminium

CFC

0,405

Chrome

CC

0,288

Nickel

CFC

0,352

Cuivre

CFC

0,361

Magnésium

HC

0,321

Molybdène

CC

0,315

Tungstène

CC

0,316

Titane α

HC

0,295

Titane β

CC

0,330

Zirconium α

HC

0,323

Zirconium β

CC

0,361

Or

CFC

0,408

Argent

CFC

0,409

Palladium

CFC

0,389

Plomb

CFC

0,495

Platine

CFC

0,392

Rhodium

CFC

0,380

Iridium

CFC

0,384

Osmium

HC

0,274

0,432

Ruthénium

HC

0,271

0,428

0,521

0,468

0,515

On notera seulement, à ce niveau, que les dimensions ou rayons des sites sont très inférieurs aux rayons des ions, de l’ordre du quart à la moitié.

14



Tableau 1.2 – Types de site pour chaque structure cristalline. Type de site

Nombre de sites par maille

Cubique simple

Cubique

1

Cubique centré

Tétraédrique Octaédrique

12 6

Cubique faces centrées


8 4

Hexagonal compact


12 6


Structure

Tableau 1.3 – Dimensions des sites. Structure

Nature du site

Rayon r du site

CFC ou HC (compactes)


0,225ri 0,414ri

CC


0,291ri 0,633ri

Transformations allotropiques Selon la température ou la composition, les métaux peuvent cristalliser dans des systèmes différents. Par exemple : – Le fer pur cristallise dans le système CC jusqu’à 910 ˚C, dans le système CFC entre 910 et 1 394 ˚C et de nouveau dans le système CC au-dessus de 1 394 ˚C. – À 1 100 ˚C, un alliage fer-chrome titrant 5 % de chrome est CFC ; s’il contient plus de 11 % chrome, il est CC. Le passage d’un système à l’autre au chauffage ou au refroidissement est appelé transformation allotropique ou transformation de phase. Cette transformation est due à un déplacement des ions à l’état solide, à la suite de mécanismes de diffusion. Ces processus seront étudiés plus en détail lors de la présentation des transformations à l’état solide. Ces transformations allotropiques entraînent dans tous les cas des changements de volume, car le passage d’un système cristallin à un autre modifie la répartition des ions et surtout le nombre d’ions par unité de volume. Cela induit donc des variations de longueur et par suite une anomalie sur la courbe de dilatation. Les essais de dilatation permettent donc d’étudier ces transformations allotropiques et, en particulier, de déterminer la température de transformation.

Notion de grain Tout ce que nous venons de dire concerne un cristal métallique. Or, les métaux industriels sont en général formés à un moment donné à partir de liquide ; dans ce cas, le 15



solide apparaît sous forme de germes. Tous ont bien la structure cristalline du solide, tel que définie ci-dessus, mais n’ont aucune raison d’avoir la même orientation dans l’espace ; ainsi chaque germe donnera lieu à un cristal d’orientation variable, appelé grain.

Identification des structures. Diffraction des rayons X Loi de Bragg

Lorsqu’un faisceau de rayons X monochromatique de longueur d’onde λ irradie la surface d’un cristal, il est diffracté selon la loi de Bragg. Sur chaque famille de plan cristallographique (hkl) de distance interréticulaire dhkl, le faisceau est diffracté si l’angle d’incidence θ est tel que (relation de Bragg) :

2d hkl sin θ = λ L’angle de diffraction est alors égal à l’angle d’incidence. On vérifie alors facilement que, dans ce cas, la différence de marche entre deux rayons diffractés par deux atomes est bien égale à un nombre entier de longueurs d’onde (figure 1.10). Par conséquent, tous les rayons diffractés par tous les atomes des plans réticulaires (hkl) seront en phase, ce qui conduit à une intensité diffractée maximale. Remarque La distance interréticulaire, c’est-à-dire la distance entre deux plans (hkl), est aussi égale à la 1 distance de l’origine au plan de plus bas indice, soit d hkl = --------------------------- dans les systèmes 2 2 2 h +k +l cubiques.

Diagramme de Debye et Sherrer La relation de Bragg ci-dessus indique que lorsqu’il y a diffraction, la déviation du rayon incident est (figure 1.10) : δ = π – 2θ Ainsi, si l’on irradie un échantillon polycristallin par un faisceau de rayons X de longueur d’onde λ, le faisceau diffracté se situera sur un cône d’angle au sommet égal à 4θ (figure 1.11).

δ

θ

θ dhkl

θ 2θ

Figure 1.10 – Loi de Bragg. Déviation du faisceau. 16




A

;; π – 2θ

Figure 1.11 – Diagramme de Debye et Sherrer.

Par conséquent, si l’échantillon est constitué de grains assez fins et aléatoirement orientés, chaque système de plan (hkl) de distance dhkl donnera lieu à un cône diffracté d’angle au sommet 4θ. Sur un plan situé à la distance h de l’échantillon, chaque famille de plan (hkl) formera un cercle de rayon r = htan(2θ).

λ r = h tan ⎛ 2Arc sin -------⎞ ⎝ 2d ⎠ Connaissant h et λ, cette relation introduit une relation entre r et d. Pratiquement, un faisceau monochromatique de longueur d’onde λ irradie un échantillon polycristallin sous forme d’aiguille fine. Les différents faisceaux diffractés sont enregistrés sur un film plan à la distance h de l’échantillon ; le diagramme obtenu se présente sous forme de cercles concentriques, chacun d’eux correspondant à une famille de plans (hkl) ; cet enregistrement est appelé diagramme de Debye et Sherrer. Par mesure des diamètres de chaque cercle, on peut déterminer les distances interréticulaires : d0, d1, d2, …, dn. Ces mesures permettent alors de remonter simplement au système cristallin correspondant et à ses paramètres. Il existe d’ailleurs des banques de données, précisant les valeurs des distances interréticulaires des principaux corps cristallisés connus. Une comparaison entre les résultats expérimentaux et les valeurs connues permet d’identifier le système et le corps étudiés. Remarque Le cône de diffraction n’est complet et homogène que si les différents cristaux de l’échantillon sont aléatoirement orientés dans toutes les directions. Dans le cas inverse, le cercle enregistré pourrait être incomplet ou d’intensité variable. En particulier, si l’échantillon était constitué de gros grains, on enregistrerait un cercle discontinu de points, chacun d’eux correspondant à un grain. Pour limiter cet effet, en général, on fait tourner l’échantillon qui se présente sous forme d’aiguille. Dans d’autre cas, on réduit l’échantillon en poudre fine. Inversement, l’enregistrement d’un cercle de diffraction d’intensité variable est caractéristique d’une orientation préférentielle des grains.

17



Diffraction sur goniomètre

L’échantillon est situé au centre d’un cercle et tourne d’un angle θ. À tout instant, les plans cristallographiques (hkl) parallèles à la surface de l’échantillon et tels que 2dhkl sinθ = λ donneront une diffraction dans la direction 2θ. Il suffit donc de positionner un compteur pour enregistrer l’intensité de la raie diffractée. Par conséquent, un goniomètre est constitué d’un échantillon plan tournant d’un angle θ et d’un goniomètre tournant d’un angle 2θ sur un cercle centré sur l’échantillon. Tous les plans cristallographiques parallèles à la surface donneront des raies ou pics de diffraction ; connaissant l’angle de rotation du compteur, chaque pic pourra être indexé à un plan donné. De même que précédemment, on pourra ainsi remonter à la structure cristallographique de l’échantillon, c’est-à-dire au système cristallin et à ses paramètres. Comme seuls les plans parallèles à la surface de l’échantillon donnent un phénomène de diffraction, le diagramme enregistré peut présenter des anomalies si l’échantillon n’est pas isotrope (grains fins orientés de façon aléatoire). En cas d’orientations préférentielles des grains ou de texture, certains pics peuvent disparaître ou avoir des hauteurs ou intensités anormales. Inversement, c’est un moyen de caractériser cette texture. Pour ce faire, le compteur est calé dans une position fixe telle que : 2dhkl sinθ = λ L’échantillon tourne alors autour de deux axes de façon à décrire toutes les positions de l’espace. L’enregistrement de l’intensité de diffraction permet de définir, par rapport à une sphère fixée sur l’échantillon, la densité de plan (hkl) ; le schéma résultant est appelé figure de pôle et caractérise la texture. Remarque Les systèmes cristallins que nous venons de décrire ici, sont caractérisés par un ordre à grande distance. Inversement, dans les structures amorphes, les atomes ou les ions n’ont aucun ordre et sont situés dans l’espace de façon aléatoire. C’est en général le cas des liquides et des gaz ; dans ces cas d’ailleurs, les atomes sont en mouvement permanent. Certains solides peuvent être maintenus amorphes à l’état solide ; c’est le cas bien connu des verres. On sait depuis peu que c’est aussi possible dans le cas de certains alliages métalliques. Pour certaines compositions, on peut maintenir le métal à l’état amorphe par trempe du liquide. Cependant, la vitesse de refroidissement doit être très élevée, de l’ordre de 106 ˚C/s. Cela nécessite donc des conditions de fabrication très particulières et limite l’épaisseur des produits à quelques dizaines de microns. Ces produits, compte tenu de leurs structures particulières, ont des propriétés qui peuvent être très intéressantes (caractéristiques magnétiques ou mécaniques). Ils restent cependant relativement chers et leur développement industriel est limité (voir chapitre 18).

1.1.3 Les défauts dans les cristaux métalliques Un cristal métallique parfait, formé par la répétition périodique de la maille élémentaire, tel que défini ci-dessus, ne se rencontre que très rarement. Les structures réelles, surtout dans le cas des métaux, comportent en général de nombreux défauts que nous allons analyser maintenant. C’est d’autant plus important que certaines propriétés dépendent de ces défauts : c’est le cas, nous le verrons ultérieurement, de la limite d’élasticité, de la déformation plastique ou de la diffusion, par exemple. Nous allons donc étudier ici les différents types de défauts ; leur conséquence et leur rôle seront abordés lorsque nous traiterons de chacune des propriétés correspondantes. 18



Défauts ponctuels Lacune Une lacune est tout simplement un atome manquant à un nœud du réseau cristallin. Dans un métal, le nombre de lacunes nl est fonction de la température selon une loi de type Arrhénius :

– ΔG n l = N exp ⎛ -------------l ⎞ ⎝ kT ⎠


A

– avec ΔGl, l’énergie libre de formation de la lacune (≈ 1 eV), N, le nombre de nœuds du réseau et k, la constante de Boltzmann. Cela conduit à des concentrations de l’ordre de 10-15 à la température ambiante jusqu’à environ 10-4 à la température de fusion.

Interstitiel

Un interstitiel est un atome supplémentaire dans le réseau, intercalé entre les atomes normaux, c’est-à-dire dans les sites caractérisés précédemment. Or, nous avons indiqué que ces sites étaient beaucoup plus petits que les atomes normaux du réseau, de l’ordre de 0,25 à 0,65ri. Par conséquent, ne pourront se mettre en position interstitielle que les atomes beaucoup plus petits que ceux du métal. En pratique, les éléments répondant à cette condition sont : – – – – –

l’hydrogène (r = 0,046 nm), le carbone (r = 0,077 nm), l’oxygène (r = 0,060 nm), l’azote (r = 0,071 nm), le bore (r = 0,091 nm).

Les valeurs dans le cas du fer, qui a un diamètre atomique de 0,125 nm, sont regroupés dans le tableau 1.4. On constate bien que ces sites ont des dimensions pouvant tolérer les atomes évoqués ci-dessus sans distorsion excessive du réseau ; inversement, des rayons atomiques supérieurs entraîneraient des énergies de déformation trop élevées. Les quantités d’atomes de faible rayon atomique insérées en interstitiels peuvent être importantes ; ainsi, par exemple, dans le cas du fer γ CFC, les quantités de carbone en insertion peuvent atteindre 2 % en poids, soit de l’ordre de 10 % at. (1 atome sur 10).

Substitution

Lorsque l’on introduit dans le réseau des atomes étrangers, par exemple métalliques, de plus gros diamètre ne pouvant pas se mettre en position interstitielle, ils doivent nécessairement

Tableau 1.4 – Rayon des sites interstitiels dans le fer.

Site

Rayon du site

Fer γ CFC


0,225r = 0,028 nm 0,414r = 0,051 nm

Fer α CC


0,291r = 0,036 nm 0,633r = 0,079 nm 19



prendre la place d’atomes du réseau. Ces nouveaux atomes sont en substitution (par exemple chrome dans le réseau du fer).

Solution solide Lorsque l’on mélange deux éléments, au même titre que dans le cas des liquides, on peut obtenir une phase homogène appelée solution solide. Dans le cas d’un métal, cela revient à ajouter des atomes étrangers dans une phase mère ; deux cas sont alors possibles : – Si les éléments ajoutés ont un très faible diamètre, parmi les cinq évoqués plus haut, ils se mettent en position interstitielle, donnant alors lieu à une solution solide interstitielle (par exemple, carbone dans le fer). – Si les atomes ajoutés ont un diamètre supérieur, ils se positionnent nécessairement en substitution, créant une solution solide de substitution (par exemple, chrome dans le fer).

En résumé Il existe trois types de défauts ponctuels dans le réseau cristallin des métaux : – les lacunes, – les interstitiels, – les atomes substitués. Leur nombre dépend de la température et de la concentration en atomes étrangers. Autour de chaque défaut se crée une déformation locale du réseau, entraînant la formation de contraintes. Il existe deux types de solutions solides dans les métaux. Les solutions solides d’insertion pour les éléments de faible rayon atomique (H2, O2, C, N2, B) et les solutions de substitution dans le cas contraire (autres métaux par exemple). Remarque Tous les défauts ponctuels définis ci-dessus ne peuvent se déplacer que par diffusion, mécanisme que nous étudierons ultérieurement (chapitre 1.3). Nous verrons que ces déplacements sont d’autant plus rapides que la température est élevée ; à l’ambiante, leur vitesse est quasi nulle. On admettra donc, en première analyse, que ces défauts ponctuels sont fixes à basse température et mobiles à chaud.

Défauts linéaires Les défauts linéaires sont les dislocations. Il existe deux types de dislocation élémentaire : – Une dislocation coin est le défaut linéaire résultant de l’absence d’un demi-plan atomique. La dislocation est constituée par la ligne sur laquelle se termine le plan supplémentaire (figure 1.12). Au voisinage de la dislocation, le cristal est déformé entraînant des contraintes de compression d’un côté et de tension de l’autre. – Une dislocation vis (figure 1.13) est le résultat d’un cisaillement du réseau parallèlement à la ligne de dislocation. Ici encore, cela entraîne une déformation locale du réseau en forme d’hélice le long de la dislocation. Une dislocation est caractérisée par sa direction et son vecteur de Burgers b. Ce dernier est défini comme le défaut de fermeture d’un circuit tracé autour de la dislocation dans un plan perpendiculaire à celle-ci. Dans un cristal parfait, un tel circuit se refermerait sur lui-même. On constate que le vecteur de Burgers est (figure 1.14) : – perpendiculaire à la dislocation dans le cas d’une dislocation coin, – parallèle à la dislocation dans le cas d’une dislocation vis. Ce vecteur de Burgers ne peut prendre que des longueurs correspondant à des distances entre deux ions ou nœuds du réseau. 20




A

Figure 1.12 – Dislocation coin.

Figure 1.13 – Dislocation vis.

Dans les cristaux réels, les dislocations ne sont en général pas rectilignes. Comme le vecteur de Burgers est le même tout le long de la dislocation, on trouvera des parties de dislocation purement coin (b perpendiculaire à la dislocation), des parties purement vis (b parallèle à la dislocation) ou mixtes (figure 1.15). 21



b b

Figure 1.14 – Vecteur de Burgers.

b b

Figure 1.15 – Dislocation générale.

Le plan passant par la dislocation et le vecteur de Burgers est appelé plan de glissement. Il est bien défini pour une dislocation coin ; par contre, pour une dislocation vis, tous les plans passant par la dislocation sont des plans de glissement. Comme le réseau cristallin est déformé élastiquement, la présence de dislocation augmente l’énergie du cristal. Cette énergie supplémentaire, appelée énergie de la dislocation, est égale à Gb2/2 par unité de longueur du défaut, avec G, le module de cisaillement du métal et b, la longueur du vecteur de Burgers de la dislocation. Pour minimiser cette énergie, le vecteur de Burgers doit être le plus court possible ; il est donc égal à la plus petite distance interatomique, c’est-à-dire :

2 •a ----------- selon l’axe [110] dans le système CFC, 2

3 •a ----------- selon l’axe [111] dans le système CC, 2

• a selon l’axe [1 1 00] dans le système hexagonal. Une dislocation dont le vecteur de Burgers serait plus grand se décompose en deux autres dislocations ayant la valeur minimale de b. Par exemple, dans la structure CC une dislocation ayant un vecteur b de a 2 selon [011] se décomposera en deux dislocations

3 de vecteurs b1 et b2 de a ----------- selon [111] et [1 1 1] (figure 1.16). 3

22


1 • Notions de métallurgie physique [100]

[111]

(011)

A a


a 3/2

[011] a 2

[111]

Figure 1.16 – Décomposition d’une dislocation.

On remarquera que les plans de glissement des dislocations contenant le vecteur de Burgers sont les plans les plus denses des structures cristallines. Une dislocation doit se terminer sur un défaut. Par conséquent, ou bien elle se referme sur elle-même pour former une boucle de dislocation, ou bien elle s’arrête sur un autre défaut : surface, joint de grain ou autre dislocation. Dans ce dernier cas, il faut que trois dislocations se rencontrent en un point triple de façon à ce que les vecteurs de Burgers soient de somme nulle. Les dislocations sont visibles en microscopie électronique en transmission. Elles se présentent en général sous formes incurvées, ramassées en écheveaux plus ou moins compacts. La densité de dislocations s’exprime par leur longueur cumulée par unité de volume : dans un métal classique recuit, cette densité est de l’ordre de 106 cm/cm3 (soit 10 km/cm3). Le même métal écroui ou déformé plastiquement en contiendrait de l’ordre de 1012 cm/cm3. Ces valeurs sont considérables. Ces dislocations peuvent se déplacer sous l’effet de contraintes appliquées ou résiduelles. Nous reviendrons ultérieurement sur ce point extrêmement important pour expliquer les propriétés mécaniques des métaux. Dès maintenant, on remarquera que deux dislocations parallèles de vecteurs de Burgers opposés, s’annulent si elles se rencontrent.

Défauts à deux dimensions Joints de grains Tout ce que nous avons dit jusqu’à présent concerne un cristal métallique. Bien qu’il en existe quelques applications (aubes de turbine à gaz), les métaux utilisés industriellement ne sont pas constitués d’un seul cristal (monocristal) ; au contraire, ils sont formés d’une grande quantité de petits cristaux (polycristallin) appelés grains. Deux grains voisins sont deux monocristaux d’orientation différente. La taille de ces grains peut être très variable, pratiquement de l’ordre du micron à plusieurs centimètres. Cette structure polycristalline entraîne donc la présence de surfaces de raccordement entre deux grains, appelées joints de grain. À cause de la différence d’orientation des deux réseaux, les ions métalliques ne peuvent conserver leurs positions idéales prévues dans chaque cristal. Le joint de grain est donc une zone dans laquelle les positions des atomes sont plus ou moins modifiées pour passer d’un réseau à l’autre, mais sans que les liaisons atomiques ne soient rompues. Ces perturbations concernent en général une épaisseur de deux à trois distances interatomiques ; c’est l’épaisseur du joint de grain. 23



Un cristal ou monocristal a toujours des propriétés anisotropes ; en effet, par définition même, le réseau géométrique du cristal n’est pas isotrope. Ainsi, ses propriétés (mécaniques, thermiques, etc.) sont différentes selon les directions. Par exemple, sur un monocristal de cuivre, le module d’élasticité est de 67 GPa dans la direction [100] et 192 GPa dans la direction [111]. Les métaux industriels polycristallins, à l’inverse, sont en général isotropes. En effet, si les grains sont assez petits, et si leurs orientations sont aléatoires, les propriétés mesurées dans une direction représentent la moyenne de toutes les orientations du cristal. Le métal est dit statistiquement isotrope. Dans le cas du cuivre évoqué ci-dessus, sur un échantillon industriel polycristallin, le module d’élasticité est de 110 GPa dans toutes les directions. Il ne faut toutefois pas oublier qu’il reste anisotrope au niveau de chaque grain, c’est-àdire que chaque joint de grain devra accommoder les différences (par exemple déformation) de deux grains voisins dans la direction de mesure. D’autre part, si les grains sont trop gros, (et cela peut se produire dans certains cas), cette compensation statistique est plus difficile ; les accommodements locaux au niveau des joints de grains se font mal. Enfin, dans certains cas, volontairement ou non, les orientations des grains peuvent ne pas être aléatoires, c’est-à-dire que l’ensemble des grains peut avoir des orientations préférentielles ; on dit qu’il existe une texture, plus ou moins marquée. Dans ce cas, évidemment, le métal résultant aura des caractéristiques plus ou moins anisotropes en relation avec la texture. Remarque La texture ou l’absence de texture peuvent être caractérisées par diffraction des rayons X (voir ci-dessus).

Macles

Les macles sont des défauts dans l’ordre d’empilement des couches d’atomes. Par exemple dans un réseau CFC, l’ordre d’empilement des plans compacts hexagonaux est ABCABC… Au cours de la formation du solide (solidification, recristallisation, etc.) cet ordre peut accidentellement s’inverser et devenir ACBACB… C’est ce que l’on appelle un défaut d’empilement. La nouvelle partie du cristal est appelée macle. Le plan A séparant les deux parties est le plan de macle. On vérifie facilement que la partie maclée est la symétrique ou image miroir de la partie non maclée par rapport au plan de macle. Ce mécanisme explique que les macles se présentent toujours sous forme de figures géométriques très simples ; les plans de macles sont parallèles dans un même grain. Les structures maclées sont courantes dans les systèmes CFC, par exemple : laiton Cu-Zn, aciers inoxydables austénitiques Fe, Cr, Ni, etc. L’énergie de ces défauts, appelée énergie de défaut d’empilement, peut varier largement d’un métal à un autre.

Défauts à trois dimensions On a un défaut à trois dimensions si une partie du cristal ou du grain est remplacée par un composé différent ; en général, il s’agit d’une différence à la fois de nature et de structure. Ces corps étrangers peuvent être : – Des précipités, c’est-à-dire des petites particules d’une autre phase qui se sont formées par réaction dans le métal solide. Nous étudierons ultérieurement les mécanismes de formation de ces précipités. 24



– Des inclusions, qui proviennent de l’élaboration du métal et sont formées, la plupart du temps, dans ou à partir du liquide. Dans le cas des aciers par exemple, ce peuvent être des oxydes, des sulfures, des silicates, etc. En général, il n’y a pas de relation d’orientation cristallographique entre les précipités et la matrice. Ces précipités sont dits incohérents, le plan de séparation constitue un joint de grain. Dans certains cas, au contraire, l’orientation cristallographique du précipité est telle que certains de ces plans cristallins sont parallèles à un ou des plans particuliers de la matrice. Cela a pour effet de mettre en regard à l’interface des deux phases des plans cristallographiques tels que la répartition des atomes ou des ions est identique ou très voisine. Ainsi les distorsions au joint sont minimales. Il y a alors une relation d’orientation entre les deux phases ; on dit que le précipité est en épitaxie avec la matrice.


A

Conclusion En résumé, la structure cristallographique idéale du cristal est perturbée par une série de défauts qui, nous le verrons ultérieurement, ont une grande influence sur certaines propriétés fondamentales. Nous reviendrons plus en détail sur ces effets. Le tableau 1.5 résume les caractéristiques principales de ces défauts.

Tableau 1.5 – Principaux défauts dans les cristaux métalliques.

Dimension

Type

Caractéristiques principales

Influence

Lacunes

Diffusion Concentration fonction de Propriétés mécaniques la température, (action sur les -4 -15 de 10 à 10 dislocations)

0

Interstitiels

Solutions solides Atomes légers d’insertion ou de (C, N, O,…), concentration substitution de 10-1 à 10-3 Propriétés mécaniques

0

Substitutions

atomes métalliques

1

Dislocations

Densité de 10 à 1012 cm/cm3

2

Macles Joints de grains

3

Précipités Inclusions

0

6

Propriétés mécaniques (ductilité, ténacité, fluage, etc.)

Taille de grains de 1μm à Propriétés mécaniques 1 cm 5 nm à 100 μm

Propriétés mécaniques

25



1.1.4 Déplacements et interaction des dislocations Nous verrons l’importance primordiale des dislocations, de leurs mouvements, des interactions possibles sur les caractéristiques des métaux. Avant de préciser plus en détail ces conséquences, nous allons étudier plus précisément le comportement des dislocations.

Glissement des dislocations. Force appliquée On comprend facilement qu’un faible déplacement de la partie supérieure d’un cristal, sous l’effet d’une force de cisaillement τ, entraîne un déplacement de la dislocation d’une distance interatomique (figure 1.12). Ainsi, de proche en proche, la dislocation sera amenée à traverser le cristal et à disparaître à sa surface. Ce mécanisme entraîne le glissement de la partie supérieure du cristal de b, vecteur de Burgers, et la création à la surface d’une marche de glissement de même hauteur. Cette remarque montre qu’une contrainte de cisaillement τ à l’extérieur d’un cristal génère une force appliquée à la dislocation F par unité de longueur. Si L et l (figure 1.17) sont les longueur et largeur du cristal lorsque la dislocation traverse le métal, la force extérieure fournit un travail égal à τLlb et la force appliquée à la dislocation produit un travail égal à FlL. Par suite : FlL = τlLb F = τb

Force de Peïerls Les dislocations auront donc tendance à glisser sous l’effet de la force F calculée cidessus. Il existe cependant une résistance au glissement. Cette friction du réseau ou force de Peïerls s’écrit :

2Gb F p = ------------ exp ( – 2πw ⁄ b ) 1–ν avec G, le module de cisaillement, ν, le coefficient de Poisson et w, la largeur de la dislocation telle que définie sur la figure 1.18. Cette largeur de dislocation w est très faible dans le cas des liaisons dirigées ; cela explique que les dislocations sont très difficiles à déplacer, Fp élevé, dans les cristaux ioniques ou covalents. Au contraire, dans le cas des liaisons métalliques, w est grand, Fp

τ

F

b

L

Figure 1.17 – Calcul de la force appliquée à une dislocation. Glissement. 26


1 • Notions de métallurgie physique d

W

a/2 a/4

a/2

a/3


A

a/6

Figure 1.18 – Largeur d’une dislocation.

petit et les dislocations sont très mobiles. C’est là l’origine de la plasticité des métaux et de la fragilité des composés ioniques ou covalents. De même Fp est faible si b est petit. Par conséquent, la contrainte de friction du réseau est minimale dans les plans denses des réseaux. Elle est très faible (≅ 10-4G) pour les plans (111) de la structure CFC et (0001) du système HC ; elle est plus élevée (≅ 5 x 10-3G) dans les métaux CC. Les dislocations se mettent à glisser lorsque la force appliquée F est supérieure à Fp. Elles se déplacent donc facilement dans les métaux, préférentiellement dans les plans denses du réseau. Lorsque par glissement une dislocation arrive à surface du métal, elle disparaît. Par contre, par exemple dans le cas d’une dislocation coin, la partie supérieure du cristal (figure 1.12) contient un plan d’atomes supplémentaire. Ceci conduira donc à la surface, à un décalage d’une distance interatomique soit à une marche dite mouche de glissement.

Montée des dislocations Soit un cristal contenant une dislocation coin, par exemple, auquel on applique une contrainte normale σ parallèle à b (figure 1.19). Sous l’effet de cette contrainte de compression, le cristal a tendance à s’écraser en faisant disparaître le demi-plan supplémentaire. On montrerait de la même façon que ci-dessus, que la dislocation est soumise à une force F = σb normale à la dislocation et au vecteur de Burgers. En cas de compression, cette force est dirigée vers le haut (plan supplémentaire d’atomes) ; en cas de traction, elle est dirigée en sens inverse. Dans les deux cas, cette force conduit à un déplacement de la dislocation dans un plan perpendiculaire au vecteur de Burgers ; on dit qu’il s’agit de « montée » des dislocations. Ce type de mouvement est très différent du glissement évoqué précédemment. En effet, pour que le demi-plan d’atomes se réduise (compression) ou s’accroisse (tension), il faut lui enlever ou lui ajouter des atomes. Cela ne peut se faire qu’en comblant des lacunes ou en créant des lacunes ; ce mouvement nécessite donc un flux de lacunes vers ou venant de la dislocation, c’est-à-dire un phénomène de diffusion (voir paragraphe 1.3). Il faut donc que la température soit assez élevée. Par conséquent, ce mécanisme de montée sera principalement actif à haute température, en fluage par exemple. 27



b/2

F

σ L

Figure 1.19 – Calcul de la force appliquée à une dislocation. Montée.

Contraintes autour des défauts. Interactions En raisonnant, par exemple, dans le cas d’une dislocation coin (figure 1.12), on constate que d’un côté de la dislocation, les ions sont plus rapprochés que dans leur position normale ; les forces interatomiques sont donc de compression (figure 1.3). Inversement, de l’autre côté, les ions sont plus éloignés et les forces sont de tension. Par conséquent, il y a toujours autour d’une dislocation une zone en tension et une autre en compression. Selon leurs diamètres, les défauts ponctuels, lacunes, interstitiels ou substitutions déplacent dans un sens ou dans l’autre les ions voisins. Selon le cas, ils engendrent donc des contraintes de tension ou de compression. De même, selon leur volume ou leur densité par rapport à la matrice dont ils sont issus, les défauts volumiques, précipités par exemple, doivent créer autour d’eux des contraintes de compression ou de tension. Les joints de grains sont tels que, dans certaines zones, les ions sont plus éloignés que dans leurs positions normales ; dans d’autres régions, c’est l’inverse. Il y a donc toujours, au niveau des joints de grains, des contraintes de tension ou de compression. Ainsi, en toutes hypothèses, il faut s’attendre à des attractions, plus ou moins fortes, entre les dislocations et tous les autres défauts ; selon le cas, l’un ou l’autre côté de la dislocation interagit avec les zones en tension ou en compression. Par conséquent, dans leurs déplacements, ces dislocations sont toujours plus ou moins fixées ou freinées par ces défauts fixes, au moins à basse température (figure 1.20). Pour les mêmes raisons, les dislocations peuvent interagir ou se fixer ponctuellement entre elles. Nous reviendrons ultérieurement sur ces mécanismes qui ont, nous le verrons, de grandes conséquences pratiques.

Courbure et multiplication des dislocations Soit (figure 1.21) un segment de dislocation AB fixé en ses extrémités, par exemple par un défaut ponctuel. Si l’on applique une contrainte de cisaillement parallèle au plan de glissement, la dislocation est soumise à une force qui lui est perpendiculaire ; elle va donc se courber en restant fixe 28



Interstitiel en compression


Lacune en tension

Figure 1.20 – Interaction dislocation-défauts. F = τb dl

dl T

T

dθ/2

R

dθ

Figure 1.21 – Calcul des forces appliquées à une dislocation fixée en deux points. en A et B. Soit un segment dl de la dislocation. Il est en équilibre sous l’effet de la force appliquée Fdl et de la tension de la dislocation T. En projetant sur la direction F, on trouve :

dθ dθ F dl = 2T sin ------ ≅ 2T -----2 2 Fdl = Tdθ dθ T F = T ------ = --dl R Or, si la tension T se déplace de la longueur dl le long de la dislocation, le travail fourni est Tdl. Ce n’est autre que l’énergie de la dislocation de longueur dl, Gb2dl/2, soit : 2

2

2

Gb Gb Tdl = ----------- dl , donc T = ----------- , d’où F = Gb ----------2 2 2R Si τ est la composante de cisaillement sur le plan de glissement F = τb, d’où : 2

Gb Gb - donc τ τb = ---------= -------2R 2R 29



Le rayon de courbure est donc inversement proportionnel à la contrainte appliquée τ. Supposons que l’on augmente régulièrement la contrainte (figure 1.22) ; le rayon de courbure diminue jusqu’à atteindre sa valeur minimale.

Gb R = AB -------- pour τ c = -------AB 2 Si τ augmente, le rayon de courbure augmente, la position devient instable et la dislocation poursuit son extension dans le plan de glissement. À un certain moment, les parties qui se rapprochent s’annihilent, car leurs vecteurs de Burgers sont de signe inverse. Cela conduit à recréer la dislocation AB et une boucle de dislocation qui se déplace dans le plan de glissement. Le processus pourra alors recommencer, recréant une nouvelle boucle de dislocation ; c’est la source de Frank et Read. La contrainte critique τc nécessaire est relativement faible ; dans le cas du cuivre, on trouverait par exemple τc = 7,5 MPa pour AB = 1 μm. Ce mécanisme explique donc la formation continue d’un grand nombre de dislocations à la suite d’applications de contraintes faibles ou moyennes. Il expliquera la création de dislocations lors de déformations plastiques ou d’écrouissage (voir section 1.5). Ainsi s’explique le fait que la densité de dislocations puisse passer de 106 à 1012 cm/cm3 par écrouissage.

Figure 1.22 – Source de Frank et Read.

30


1.2 Alliages, mélanges de phases et diagrammes d’équilibre

1.2 Alliages, mélanges de phases et diagrammes d’équilibre Les métaux utilisés industriellement sont rarement des corps purs. Ils sont au contraire composés de plusieurs éléments pour former des alliages. On appelle composant un corps pur chimiquement défini. Ce peut être un corps simple (Fe, Cu, etc.) ou un corps composé de plusieurs éléments dans des proportions fixes (Fe3C, SiO2, etc.). Dans tous les cas, un composant a une température de fusion fixe. On appelle phase, une région ou un ensemble de régions d’un alliage, caractérisée par une composition et une structure identique. Les différentes phases peuvent être de nature différente ; on trouve ainsi :


1 600 1535 Fer δ 1394

Fer γ

1.2.1 Systèmes à un composant

Liquide

On montre en thermodynamique que si c est le nombre de composants du système et ϕ, le nombre de phases du système, la variance V, c’est-à-dire le nombre de paramètres indépendants, est donnée par : V=c+2–ϕ Si l’on raisonne à pression constante, ce qui est souvent le cas en métallurgie, un de ces paramètres est fixé et la variance devient alors V = c + 1 – ϕ.

Température (°C)

– Les solutions liquides. – Les solutions solides, qui sont un mélange homogène de deux ou plusieurs composants ; nous avons vu que les atomes de soluté pouvaient se mettre soit en position interstitielle, soit en substitution dans le réseau solvant. Ces solutions solides ont donc la structure cristalline du solvant. – Différents composés à liaisons ioniques ou covalentes appelés phases non métalliques (carbures, nitrures, sulfures, oxydes, etc.) ou à liaisons métalliques appelés alors phases de Laves ou composés intermétalliques.

A

1 000

Dans le cas où il n’y a qu’un seul composant (c = 1) :

La figure 1.23 montre, pour le corps pur fer, en fonction de la température, les domaines d’existence des phases et les températures de transformation.

910 Fer α

– S’il y a une phase, la variance est égale à 1, c’està-dire qu’un seul paramètre, la température, peut varier. Par conséquent, une phase peut exister dans un domaine de température. – S’il y a deux phases à l’équilibre, la variance est nulle et par suite la température est fixée. Par conséquent, deux phases ne peuvent coexister qu’à une température fixe ; on retrouve ici la température de transformation.

600

Figure 1.23 – Corps pur fer. Domaine d’existence des phases. 31

1.2 Alliages, mélanges de phases


et diagrammes d’équilibre

1.2.2 Système à deux composants. Diagrammes d’équilibre binaires Le même raisonnement, dans le cas de deux composants (c = 2), conduit aux conclusions suivantes :

Température (°C)

– S’il y a une phase, la variance est égale à 2. Par conséquent, peuvent varier à la fois la température et la composition de cette phase. On trouvera donc (figure 1.24) des domaines à une phase, à l’intérieur desquels la température et la composition peuvent varier indépendamment. Ce sont des solutions liquides ou solides. – S’il y a deux phases, la variance est égale à 1. Par suite, à une température donnée, la composition des deux phases est déterminée. Cela explique (figure 1.24) des domaines à deux phases, les compositions de chacune étant déterminées par leurs limites. – S’il y a trois phases, la variance est nulle. Par conséquent, trois phases ne peuvent être à l’équilibre qu’à une température donnée, leurs trois compositions étant fixées. Ainsi s’expliquent les conditions dites eutectiques ou péritectiques (figure 1.24) dans le cas où une phase est liquide, eutectoïde ou péritectoïde si toutes les phases sont solides.

1 phase

3 phases

2 phases

M'

M''

M

x0

x'1

x1

x''1 Composition

Figure 1.24 – Système à deux composants. Différents domaines d’existence des phases.

Remarque 1. Un alliage de composition x0 dans un domaine monophasé est donc constitué d’une solution solide ou liquide de composition x0 (figure 1.24). 2. Un alliage de composition x1 dans un domaine biphasé (figure 1.24) est constitué de deux phases de composition x1’ et x1’’. La proportion de chacune des deux phases est donnée par la M M'' M M' règle des segments inverses : proportion phase x' 1 = -------------- , proportion phase x'' 1 = -------------M'M'' M'M''

Les diagrammes d’équilibre binaires précisent donc selon deux axes, concentration/température, l’état d’équilibre d’un système ou alliage à deux composants. Il ne peut être constitué que de la combinaison : – De domaines à une phase, solutions solides ou liquides. Ces solutions sont, en général, aux extrémités des diagrammes ; dans le cas contraire, elles sont appelées solutions de Hume-Rothery. 32




– De domaines à deux phases, ces phases pouvant être soit des solutions, soit des composés. – D’eutectiques, péritectiques, eutectoïdes ou péritectoïdes à trois phases, à une température fixe.

1 600

1 400

1 535


Température (°C)

À titre d’exemple, la figure 1.25 montre une partie du diagramme Fe-C à la base des aciers. On notera, en particulier, un large domaine de solution solide de carbone dans le fer γ CFC, ainsi qu’un eutectique, un eutectoïde et un péritectique.

L

1 394 1 147

1 200

γ

2,1

4,3

1 000

γ+

800

723

α

α

Fe3C (6,68)

γ + Fe3C

910

0,8

600

400 Fe

αa + Fe3C 1

2

3

4

5 6 Teneur en C (%)

Figure 1.25 – Diagramme Fe-C.

Le diagramme Pb-Bi de la figure 1.26 est un exemple de solution solide β de HumeRothery. Toujours à titre d’exemple, sur le diagramme Cu-Mg de la figure 1.27 le composé Mg2Cu est un composé intermétallique ou phase de lave.

1.2.3 Système à trois composants. Diagrammes d’équilibres ternaires En pratique, de nombreux alliages sont composés de trois constituants. Dans ce cas, la composition d’une phase est représentée par un point dans un triangle équilatéral, selon le schéma indiqué (figure 1.28) ; on constate en effet facilement que la somme des compositions dans les trois composants A + B + C est bien égale à 100 %. Dans ces conditions, l’axe des températures est perpendiculaire au triangle équilatéral évoqué ci-dessus. Le diagramme d’équilibre ternaire doit donc être représenté dans l’espace. Selon la même règle des phases, on vérifie alors que : – un système à une phase est trivariant et représenté par un volume ; – un système à deux phases est bivariant et représenté par une surface ; – un système à trois phases est monovariant et représenté par une courbe. Cette courbe est appelée vallée eutectique. Elle rejoint d’ailleurs les eutectiques binaires ; 33


Température (°C)



400 L 300

200

184 30

23,8

α

0 Pb

125

β

α β β

100

35,8

42

56

β+γ

20

40

60

γ

80 Bi Teneur en Bi (%)

Température (°C)

Figure 1.26 – Diagramme Pb-Bi.

1 200 L

1 083 MgCu2 (16,1)

1 000

820 800

Mg2Cu (43,3)

722

α

649

3,3 9,7

600

α+β 400 Cu

568

552 34,5

β+γ 20

485

γ+δ

γ 40

69,3 60

δ

80 Mg Teneur en Mg (%)

Figure 1.27 – Diagramme Cu-Mg.

– un système à quatre phases est invariant et représenté par un point. Il s’agit d’un eutectique ou eutectoïde tertiaire composé de quatre phases à une température donnée. On comprendra que ces diagrammes sont d’un emploi difficile. Cela explique que, dans de nombreux cas, on soit conduit à utiliser des coupes. Il peut s’agir d’une coupe verticale pour une teneur constante en un des éléments d’alliage ; elle est dite pseudo-binaire. Il peut s’agir aussi de coupes horizontales, donc isothermes. Si cela permet, en première approximation, de résoudre la plupart des problèmes, cette méthode doit cependant être 34

1.3 Traitements thermiques.


Transformations à l’état solide A

%C

A

B

%B


%A

C

Figure 1.28 – Base de diagramme ternaire à trois composants.

interprétée avec précaution. En effet, les compositions des différentes phases en équilibre sont, en général, en dehors des plans de coupe, et cela dans des proportions plus ou moins importantes.

1.3 Traitements thermiques. Transformations à l’état solide 1.3.1 Rappels de thermodynamique et cinétique chimique Les diagrammes d’équilibre indiquent l’état d’équilibre thermodynamique d’un métal ou d’un alliage dans des conditions données (température, composition, etc.) ; ils permettent ainsi de prévoir les évolutions possibles lorsque ces conditions varient, en particulier lors de traitements thermiques. Cependant, ils ne donnent aucune indication sur les cinétiques des réactions, ni sur l’existence éventuelle d’états métastables hors d’équilibre.

Réactions activées thermiquement De façon tout à fait générale, un état d’équilibre thermodynamique est défini par un minimum de l’enthalpie libre du système, G = H – TS. Par conséquent, toute transformation d’un alliage d’un état 1 à un état 2 à la suite de l’évolution de l’un de ses paramètres, par exemple la température, correspond au passage d’un minimum de la fonction G à un autre minimum inférieur (figure 1.29). La chute de l’enthalpie libre sera mesurée par ΔG = G2 – G1 < 0. L’état 1 étant un état d’équilibre situé dans un trou de potentiel, on constate que le passage 1-2 nécessite impérativement de traverser une barrière de potentiel ΔG0. Or, selon les lois de la thermodynamique, cela serait impossible puisque l’enthalpie G ne peut naturellement augmenter. Par conséquent, une telle réaction ne peut être expliquée par ces seules règles. En réalité, dans le système à l’état 1, tous les atomes n’ont pas l’enthalpie libre minimale G1 ; sous l’effet de l’agitation thermique, chaque atome acquiert une énergie différente. La loi de Maxwell-Boltzmann indique que le nombre d’atomes (ou de particules ou de parties du système) ayant une énergie supérieure à G est donné pour une mole par :

–( G – G 1 ) N exp ------------------------RT 35



Transformations à l’état solide

G = H-TS

ΔG0 G1 G2 1

2

Figure 1.29 – Réactions activées thermiquement.

avec T, la température (K) et N, le nombre total de particules. Par conséquent, le nombre d’atomes ayant une énergie supérieure à G1 + ΔG0 et pouvant donc passer à l’état 2 est de la forme :

– ΔG N exp -------------0RT La vitesse de la réaction 1 → 2 est, bien entendu, proportionnelle à ce nombre d’atomes, donc :

– ΔG V = A exp -------------0RT Pour les mêmes raisons, un certain nombre d’atomes à l’état 2 pourront retourner à l’état 1 si leur énergie est supérieure à G2 + ΔG + ΔG0 ; la vitesse de cette réaction inverse est selon la même loi :

– (ΔG + ΔG 0 ) V ' = A exp ----------------------------------RT La vitesse globale est donc

– ΔG – ΔG V G = V – V ' = A exp -------------0- ⎛ 1 – A exp ------------⎞ RT ⎠ RT ⎝ Si T = TE, température d’équilibre, ΔG = 0 et par conséquent, VG = 0.

– ΔG RT

Si T < TE, ΔG devient grand et V G ≅ V = A exp -------------0- . Par suite, la vitesse de réaction dépend très étroitement de la température. La réaction est dite activée thermiquement ; ΔG0 est l’énergie d’activation. Si l’on trace la courbe donnant lnV en fonction de 1/T, on doit obtenir une droite dont la pente permet de mesurer l’énergie d’activation ; c’est la loi d’Arrhénius (figure 1.30).

États métastables On notera que l’action de la température est très rapide. Par exemple, pour une énergie d’activation de 40 kcal/mole, valeur assez courante, une réaction qui dure 1 seconde à 36




In V

V = A exp

– ΔG0 RT


ΔG0

1 T

Figure 1.30 – Loi d’Arrhénius.

1 000 K demanderait 3 x 1012 années à 300 K. Dans ce cas, la réaction, pratiquement, ne se produit pas ; l’alliage restera alors sous forme métastable dans l’état 1. Cela est obtenu, en général, en refroidissant le métal assez vite (trempe) pour l’amener à une température suffisamment basse à laquelle la vitesse de réaction est quasiment nulle. Il peut arriver qu’il existe entre l’état 1 et l’état 2 (figure 1.31) un état intermédiaire 3, dans lequel le système puisse rester à l’état métastable. Cela se produit si le métal est à une température telle qu’il puisse passer la barrière de potentiel ΔG0 sans pouvoir le faire pour ΔG’0. Tel est le cas de la structure martensitique que nous rencontrerons ultérieurement.

G État métastable

État stable

ΔG′0

ΔG0

État métastable intermédiaire

1

3

2

Figure 1.31 – État métastable intermédiaire.

1.3.2 Diffusion à l’état solide Les transformations structurales évoquées ci-dessus nécessitent, la plupart du temps, des déplacements d’atomes à longue distance ; elles sont donc gouvernées par les processus de diffusion à l’état solide dont les cinétiques contrôlent directement ces modifications de structure. Il n’y a d’ailleurs pas de différence de nature avec les phénomènes de solidification qui sont des transformations de phase parmi d’autres. Cependant, dans ce dernier cas, la 37




présence de liquide introduit des vitesses de diffusion beaucoup plus élevées, accélérées d’ailleurs par les processus de convection.

Mécanisme de diffusion à l’état solide Dans un métal, les ions sont en position stable dans le réseau cristallin, car ils se situent au niveau d’un puits de potentiel (figure 1.3). Cependant, selon la loi de Maxwell-Boltzmann, sous l’effet de la température, ils sont en vibration au-dessus de l’énergie minimale. La distribution de cette énergie varie avec la température ; l’énergie moyenne de vibration est une mesure de cette température. Les ions qui ont une énergie suffisante pour sortir de leur puits de potentiel GA pourront changer de position et donc se déplacer dans le réseau cristallin. C’est le mécanisme de diffusion à l’état solide. Deux processus principaux sont à l’origine de ces déplacements atomiques.

Diffusion lacunaire Dans les solutions solides de substitution, la diffusion se fait par l’intermédiaire des lacunes. Un atome ne peut en effet changer de position qu’en sautant dans une lacune voisine. Cela nécessite une énergie libre GA qui est l’énergie d’activation de la diffusion ; c’est l’énergie minimale qu’un atome doit posséder pour passer dans une lacune voisine. On conçoit donc que ce mécanisme dépende étroitement du nombre de lacunes existantes. On a indiqué par ailleurs qu’à une température donnée, la concentration en lacunes était de :

–G te n ---- = C exp ----------ϕ RT N avec n, le nombre de lacunes par mole, N, le nombre total d’atomes et Gϕ, l’enthalpie libre de formation de lacunes.

Diffusion interstitielle Les atomes en solution solide d’insertion se déplacent en sautant dans une position interstitielle voisine. Il y a, en général, un grand nombre de sites interstitiels et la présence de lacunes n’est plus nécessaire. En résumé, la diffusion à l’état solide est toujours liée à la présence des défauts ponctuels, lacunes ou interstitiels. Les atomes de dimensions importantes se déplacent par l’intermédiaire des lacunes ; en effet, ils nécessiteraient une énergie très élevée pour se mettre en position interstitielle (sauf cas exceptionnels : irradiation). Les ions plus petits, carbone, azote, etc., au contraire, diffusent par sauts interstitiels. Dans tous les cas, la diffusion d’atomes ou d’ions correspond à un déplacement inverse des défauts ponctuels.

Vitesse de diffusion Compte tenu des mécanismes évoqués ci-dessus, la vitesse de diffusion est directement liée au nombre de sauts réussis à la température T (K). Or le nombre de sauts réussis est proportionnel : – Au nombre d’atomes capables de faire un saut, c’est-à-dire ayant une enthalpie libre supérieure à l’énergie de déplacement GA. D’après la loi de Maxwell-Boltzmann leur concentration est proportionnelle à exp(–GA /RT). – À la probabilité de trouver une place libre après avoir effectué un saut. Or cette probabilité p est égale à la concentration en lacunes dans le cas de la diffusion lacunaire, soit p = Cexp(–Gϕ /RT). 38




p ≅ 1 dans le cas de la diffusion interstitielle car le nombre de positions interstitielles possibles est très grand devant le nombre d’atomes en insertion. En définitive : – en cas de diffusion lacunaire,

–G –G A – G F –G V = A exp ----------A- exp ----------F- = A exp -----------------------RT RT RT


– en cas de diffusion interstitielle,

–G V = A exp ----------ART Soit en général :

–G V = A exp ----------DRT avec GD, appelée enthalpie libre de diffusion.

Lois de Fick Les deux lois de Fick permettent de quantifier ces phénomènes de diffusion.

Première loi de Fick À un instant donné, le flux d’atomes traversant un plan P est proportionnel à l’écart des concentrations des deux côtés de ce plan, c’est-à-dire au gradient de concentration au niveau de P, soit :

dC J A = – D ----------Adx avec JA, le flux d’atomes A (en atomes/m2·s), D, le coefficient de diffusion (en m2/s) et CA, la concentration en atomes A. Le signe négatif de l’équation ci-dessus vient du fait que le flux de diffusion se fait d’une zone riche vers une zone plus pauvre en soluté. En effet, soient deux plans réticulaires contigus distants de a (figure 1.32) et soient respectivement n1 et n2 le nombre d’atomes de A par cm2 pour chacun de ces plans, f, la fréquence de saut par atome lors de la diffusion et S, la surface considérée de chaque plan.

n2

n1

S fn 1 /2

fn 2 /2 1

2 x a

Figure 1.32 – Première loi de Fick. 39




Par unité de temps, fn1 atomes de A quittent le plan 1 ; mais statistiquement, la moitié iront vers la droite, la moitié vers la gauche. Par suite fn1/2 sautent de 1 vers 2. Pour la même raison, fn2/2 atomes de A sautent de 2 vers 1. Par conséquent, le nombre d’atomes diffusant ou sautant de 1 vers 2 est f(n1 – n2)/2. Le flux d’atomes diffusant est donc :

f (n1 – n2) 1 ---J A = ------------------------2 S Or, en considérant un volume Sa autour de chaque plan atomique, la concentration atomique correspondante s’écrit :

n n C 1 = ------1- et C 2 = ------2Sa Sa d’où

1 J A = --- f ( C 1 – C 2 )a 2 soit 2C1 – C2 J A = –1 --- f a ------------------a 2

Si a est petit et peut donc être assimilé à dx :

1 2 dC J A = – --- f a -------dx 2 On retrouve bien la loi de Fick si D = fa 2/2. On remarquera d’ailleurs qu’au niveau du réseau, certains atomes traversent le plan de gauche à droite et d’autres de droite à gauche. L’équation de Fick donne seulement le flux résultant. En particulier, à l’équilibre, lorsque le gradient de concentration est nul, dC/dx = 0, le flux global est bien nul ; cela ne signifie pas qu’il n’y ait pas des déplacements d’atomes, mais leur résultante est nulle. Remarque Par exemple, soient deux éprouvettes d’alliage Fe-S ayant la même teneur en soufre ; le premier contient seulement du soufre naturel S, le second du soufre radioactif marqué S*. Si les deux échantillons sont mis en contact à assez haute température, le flux de diffusion résultant est nul comme le gradient de concentration ; la teneur globale en soufre ne varie pas. Par contre, on constate que du S* est passé dans le premier échantillon et qu’assez rapidement, sa teneur est la même dans tout le métal. Cela montre donc que les atomes se déplacent même si le flux est nul.

Deuxième loi de Fick 2

d C dC A ----------- = D -------------A2 dt dx dans le cas de la diffusion unidirectionnelle selon Ox. Soient en effet deux plans d’abscisses x et x + dx. (figure 1.33). La variation de concentration entre ces deux plans pendant le temps dt, dCA/dt, est égale à la différence des flux entrant et sortant divisé par le volume, soit :

1 d C A = ( J Ax – J Ax + dx )dt × ------dx 40




S J A (x )

J A (x + dx)

x + dx


x

Figure 1.33 – Deuxième loi de Fick. soit

dJ dC A ----------- = – ---------Adx dt D’après la première équation de Fick : 2

Coefficient de diffusion

d C dC A ----------- = D -------------A2 dt dx

La vitesse de diffusion est proportionnelle à exp(–QD /RT). Le flux JA est proportionnel à la vitesse de diffusion, donc à exp(–QD /RT). Par conséquent, le coefficient de diffusion D, proportionnel à JA (première loi de Fick), est également proportionnel à exp(–QD /RT), soit :

QD⎞ D = D 0 exp ⎛ – -------⎝ RT ⎠ avec D0, une constante indépendante de la température et de la concentration, mais fonction du système cristallin, des liaisons interatomiques, de l’ensemble de la structure ; QD, l’enthalpie libre ou la chaleur d’activation (en J/mol) et T, la température absolue (en K). La variation de D obéit donc à une loi d’Arrhenius. La figure 1.34 montre par exemple l’évolution du coefficient de diffusion du cuivre dans l’aluminium. On notera l’importance de l’influence de la température ; au voisinage du point de fusion, une variation de 20 ˚C fait varier le coefficient D d’un facteur 2. De même, le passage à l’état liquide entraîne une discontinuité ; la valeur de D est environ 10 000 fois plus élevée dans le liquide qu’elle ne l’est en phase solide au voisinage de la fusion. Le coefficient D et donc la vitesse de diffusion diminue très fortement si la température baisse pour devenir quasi nulle (10–10 entre 300 et 20 ˚C dans le cas de la figure 1.34). Très généralement, dans le cas des métaux, on admettra que la vitesse de diffusion est très faible ou quasi nulle aux environs de l’ambiante.

Exploitation des lois de Fick La seconde loi de Fick, dans la mesure où l’on sait intégrer l’équation différentielle, permet de calculer les concentrations en tout point et à tout instant : C = f(x, t, T). En

x 2 Dt

faisant le changement de variable u = -------------- , on montre que :

41



Transformations à l’état solide θ (°C) 1 000

500

300

200

100

θf (660 °C)

10–5

10–10

10–15

10–20

10–25

10–30 0,5

1

1,5

2

2,5 3 1 000/T

Figure 1.34 – Coefficient de diffusion du cuivre dans l’aluminium. u

∫

C = B e

–u

2

du + A , soit C = BE ( u ) + A

0

avec A et B, des constantes dépendant des conditions aux limites et E(u), la fonction dite erreur. Cette équation permet de résoudre certains problèmes simplement, comme le montre les deux exemples suivants. Relation temps-température Soit un mécanisme de diffusion donnant un résultat C0, x0 en un temps t0 à la température T0 ; on obtiendrait le même résultat en un temps t1 à la température T1.

⎛ x0 ⎞ ⎛ x0 ⎞ -⎟ = E ⎜ -------------------⎟ C 0 = E ⎜ ------------------⎝ 2 D 0 t 0⎠ ⎝ 2 D 1 t 1⎠ soit :

D 0t 0 = D 1t 1 QD ⎞ QD ⎞ - = t 1 exp ⎛ – ----------t 0 exp ⎛ – ----------⎝ R T 0⎠ ⎝ R T 1⎠ d’où :

R - ⎛ t----1⎞ 1 1- = ------ln ------- – -----Q D ⎝ t 0⎠ T1 T0 Cette relation définit un équivalent temps-température et permet de calculer la durée de traitement, si la température varie, pour obtenir le même résultat. Relation temps-distance de diffusion À une température donnée, la profondeur de diffusion dépend du temps. Pour le même résultat : 42




⎛ x1 ⎞ ⎛ x2 ⎞ x1 x2 -⎟ = E ⎜ ----------------⎟ soit -------C = E ⎜ ---------------- = -------⎝ 2 Dt 1⎠ ⎝ 2 Dt 2⎠ t1 t2 c’est-à-dire t = kx 2. Par exemple, lors de traitements de cémentation, nitruration, etc., la durée du traitement est proportionnelle au carré de l’épaisseur atteinte. Ces lois sont applicables à toutes les opérations contrôlées par la diffusion. En pratique, ce sera par exemple, le cas des traitements de revenu ou de précipitation, des traitements de surface de type cémentation, nitruration, etc., des opérations de dégazage, d’homogénéisation, etc.


A

1.3.3 Transformation par germination et croissance

Germination Germination homogène

Tout naturellement, la plupart des transformations se produisent à partir de germes de la nouvelle phase dans l’ancienne. C’est le cas de la solidification qui se propage par croissance des germes de solide aux dépens du liquide. Le mécanisme est du même type pour les réactions à l’état solide. Supposons un germe sphérique de phase B apparaissant dans une phase A, lors de la réaction A → B. Sa formation entraîne une variation d’enthalpie libre :

ΔG V = G B – G A Si la température T est inférieure à la température d’équilibre Te, GB < GA et ΔGV < 0. La diminution d’enthalpie libre du système est proportionnelle au volume du germe soit :

4 3 ΔG 1 = --- πr ΔG V 3 avec r, le rayon du germe. Cependant, dans le bilan énergétique global, il faut tenir compte de l’énergie de la surface séparant le germe de la phase mère. Si γAB est l’énergie surfacique de cette interface, la présence du germe augmente l’enthalpie libre du système de : ΔG2 = 4 πr2γAB La variation totale d’enthalpie libre du système s’écrit donc : 2 4 3 ΔG = ΔG 1 + ΔG 2 = --- πr ΔG V + 4πr γ AB 3

L’étude de cette fonction montre que ΔG passe par un maximum pour une valeur rc du rayon telle que : 3

–2γ AB 16π ( γ AB ) - et ΔG c = -------------------------r c = --------------ΔG V 3 ( ΔG V ) La figure 1.35 montre la courbe correspondante. Elle indique qu’un germe n’est stable que si son rayon est supérieur à rc. Par conséquent, un germe de rayon supérieur à rc aura tendance à croître ; inversement, si son rayon est inférieur à rc, il tendra à se redissoudre. Pour atteindre la taille critique, un germe doit donc franchir la barrière de potentiel ΔGc. On montre que : 2

Te te ΔG c = C -----------------------------2 2 L (T e – T ) 43




ΔG

ΔGc

rc

r

Figure 1.35 – Germination homogène.

avec Te, la température d’équilibre de la transformation, T, la température réelle de la transformation et L, la chaleur latente de transformation. La vitesse de germination est proportionnelle à exp(–ΔGc /RT) ; on constate qu’elle est nulle pour T = Te à la température d’équilibre et qu’elle augmente très rapidement si l’écart de température Te – T augmente. Physiquement, cela signifie que sous l’effet de l’agitation thermique, les atomes peuvent se déplacer (voir diffusion). Il peut alors se former des amas créant localement des germes de la phase B transformée. Ceux qui auront un diamètre supérieur à rc seront seuls stables, les autres disparaîtront. On comprend donc que plus le volume critique des germes est faible, plus nombreux seront les amas de taille suffisante. On vérifie bien en effet que le rayon critique rc diminue si l’écart de température Te – T augmente et cela selon la loi hyperbolique :

– 2γ AB 2γ AB T e r c = -----------------= ------------------------ΔG V L(T e – T )

Germination hétérogène Les remarques ci-dessus concernent le cas où les germes se forment naturellement au sein de la phase mère ; c’est ce que l’on appelle la germination homogène. Dans certaines conditions les germes peuvent apparaître sur des particularités de la structure, donnant lieu à un mécanisme de germination dite hétérogène. S’il s’agit d’un plan, le germe peut être assimilé à une calotte sphérique (figure 1.36) ; l’angle de raccordement dépend des énergies de surface entre le substrat et les deux phases A et B. En particulier, si l’énergie de surface entre le germe et le substrat est faible, l’angle α est petit. Dans ce cas, pour un amas de même volume, la germination hétérogène entraîne un rayon plus grand, donc une plus grande stabilité. Ces remarques expliquent que lorsqu’il existe des germes hétérogènes d’énergie de surface favorable, ce mécanisme de germination hétérogène est plus rapide et remplace la germination homogène. Les imperfections du réseau, joints de grains, dislocations, précipités, inclusions ou autres peuvent servir de germes hétérogènes ; cela explique que dans de nombreux cas, les transformations à l’état solide commencent aux joints de grains. C’est le cas, par exemple, de la précipitation des carbures de type Cr23C6 dans les aciers inoxydables austénitiques, expliquant le phénomène de corrosion intergranulaire. 44

;;




Germe hétérogène

C

γAC

A

γAB

AB

γBC


B

Figure 1.36 – Germination hétérogène.

Cohérence Les germes homogènes formés peuvent être ou non cohérents avec la matrice d’origine. Il y a germination cohérente, lorsque le plan cristallographique constituant l’interface est commun au cristal de la matrice et du germe. Cela nécessite que les deux systèmes cristallins possèdent des plans cristallographiques dans lesquels la configuration et l’espacement des atomes soient à peu près identiques ; on dit qu’il y a épitaxie. Dans ce cas, il y a évidemment une relation d’orientation entre la matrice et le précipité. La germination cohérente donne donc naissance à des structures en forme de plaquettes ou d’aiguilles orientées selon certains plans de la phase mère d’origine. Dans le cas de germes cohérents, l’énergie interfaciale γAB est plus faible car la perturbation des deux réseaux est plus limitée. Par conséquent, l’énergie d’activation de la germination est plus basse ou le rayon rc est plus petit.

Croissance Les germes évoqués ci-dessus croissent ensuite par diffusion, la phase précipitée ayant en général une composition différente de celle de la phase mère. La vitesse de croissance est donc contrôlée par la diffusion et, à ce titre, c’est un phénomène activé thermiquement ; il est par conséquent fortement ralenti à basse température. Si cette dernière est trop faible, la vitesse de diffusion est quasiment nulle et la transformation ne se produit pas malgré un grand nombre de germes ; le système reste alors à l’état métastable. Chaque germe qui se développe donne lieu à la formation d’un monocristal de la nouvelle phase, qu’il s’agisse d’un précipité ou d’un grain ; son orientation cristalline est, bien entendu, celle du germe initial. L’intersection de ces nouveaux cristaux entre eux ou avec la phase mère constituent les joints de grains ; ce sont ces zones qui accommodent les désorientations entre les deux structures et qui correspondent donc à des défauts de forte énergie (voir 1.1.2)

Différents types de transformations par germination et croissance Selon la forme du diagramme d’équilibre, par exemple binaire, on peut rencontrer trois types de transformations au refroidissement. 45




1. Formation de précipités. C’est le cas lorsque l’on passe d’un domaine monophasé α à un domaine biphasé constitué de la même phase α et d’un composé défini ; ce dernier peut être un carbure, un nitrure, un composé intermétallique, etc. La quantité de précipité est en général faible et la composition de la phase α varie peu. Dans certains cas, la précipitation obéit à un mécanisme de germination homogène, mais on constate souvent des phénomènes de germination hétérogène sur les joints de grains, les dislocations, etc. Cela explique que, dans de nombreux cas, un écrouissage entraîne une précipitation plus fine et répartie, car il crée des dislocations qui servent de sites de germination. 2. Croissance d’une nouvelle phase dans une phase mère. C’est le cas de la décomposition d’une phase α en un mélange α + β. Les deux composés sont ici des solutions solides. Parallèlement à la formation de phase β, la composition de α varie. 3. Croissance simultanée de deux nouvelles phases dans une phase mère. C’est le cas des transformations eutectoïdes ou péritectoïdes.

1.3.4 Coalescence. Évolution des structures Après la transformation proprement dite, lors de maintien à haute température, les structures peuvent encore évoluer. En effet, la nature et la quantité des différentes phases définies par le diagramme d’équilibre restent constantes. Par contre, ce diagramme d’équilibre ne tient compte que de la variation d’enthalpie libre volumique ΔG1 et néglige le rôle de l’énergie de surface ΔG2 (voir 1.3.3). Or, cette énergie interfaciale dépend de la morphologie de la structure ; elle aura tendance à diminuer pour minimiser l’enthalpie libre totale du système. Ces interfaces sont principalement de deux types : – interface entre les précipités et la phase mère, – joints de grains. De façon générale, la variation de l’enthalpie libre du système par unité de volume est de la forme :

sΔG = ΔGV + γAB -v

avec v et s, respectivement le volume et la surface de la phase précipitée. Par conséquent, l’état d’équilibre stable correspond au minimum du rapport s/v. Cela entraîne deux évolutions : – Les précipités ou les grains prennent une forme sphérique ou arrondie pour minimiser ce rapport s/v. Ainsi par exemple, les lamelles allongées de perlite dans les aciers deviennent progressivement plus arrondies ; c’est ce que l’on appelle la globulisation. – Les précipités ou les grains augmentent en volume et diminuent en nombre. Cette évolution se produit par un grossissement des plus gros au détriment des plus petits ; en effet, les premiers ont une enthalpie libre plus faible que les seconds car l’enthalpie libre par unité de volume s’écrit ΔG = ΔGV – 3γAB /r. Dans le cas des précipités, ce phénomène est appelé coalescence ; pour les grains il s’agit du grossissement de grains. Ces processus sont contrôlés par la diffusion, ils sont donc d’autant plus rapides que la température est élevée, et en général négligeables à faible ou moyenne température. Le grossissement des grains se produit par déplacement des joints des gros grains absorbant les plus petits. La coalescence des précipités est due à un phénomène de 46




diffusion à longue distance ; l’un des composants, carbone pour les carbures, traverse donc la matrice passant des petits précipités aux plus gros.

1.3.5 Transformation martensitique

Principales caractéristiques


Lors de refroidissements rapides, la transformation peut être amenée à se faire à une température telle que la diffusion soit trop lente pour que puisse se produire une transformation par germination et croissance. Dans ce cas apparaît une transformation dite martensitique dont les caractéristiques sont les suivantes : – Il s’agit d’une « transformation displacive de 1er ordre », c’est-à-dire qu’elle se produit par déplacements de faible amplitude mais parfaitement corrélés d’un grand nombre d’atomes. Il n’y a donc aucun déplacement à grande distance, aucune diffusion, et par conséquent aucune modification ni de la composition ni de l’ordre atomique. – Ces déplacements engendrent des cisaillements à longue distance qui expliquent le changement de réseau entre le système initial et la phase martensitique finale. Pour un même système d’origine dit γ, il existe plusieurs directions de cisaillement conduisant à plusieurs « variantes de martensite ». Pour chaque variante, le plan limite avec la phase mère est appelé plan d’habitat ou plan d’accolement. Il existe donc des relations d’orientation entre la matrice γ et la phase martensitique transformée. Dans le cas des aciers par exemple, cette relation s’écrit : (111)A // (110)M [110]A // [111]M – Le changement de réseau évoqué ci-dessus entraîne un changement de volume, donc la création de contraintes. En général, ces contraintes entraînent des déformations plastiques ; la transformation est dite alors thermoplastique, ce qui est le cas des aciers. Dans l’hypothèse inverse, la transformation est qualifiée de thermoélastique. – Cette transformation martensitique est adiabatique, c’est-à-dire qu’elle se produit sans dégagement ni absorption de chaleur. Elle est indépendante du temps et n’est liée qu’à la température ; elle commence à une température MS et se termine à MF. La quantité de martensite formée dépend de la température et augmente de 0 % à MS à 100 % à MF (figure 1.37). Entre ces deux valeurs la réaction est quasi instantanée ; elle est dite par burst. En réalité, elle est gouvernée par le déplacement rapide de dislocations. Les structures martensitiques peuvent présenter, en microscopie, différentes morphologies. On rencontre principalement des martensites en lattes, c’est-à-dire sous forme de parallélépipèdes plats d’épaisseur de l’ordre de 0,1 μm ou des martensites en aiguilles formant entre elles des angles bien définis. Ce type de transformation, d’abord mis en évidence dans le cas des aciers, c’est-à-dire du système Fe-C, est en réalité tout à fait général. On retrouve le même mécanisme dans de nombreux autres systèmes. Sans que ces exemples ne soient limitatifs, c’est le cas par exemple des alliages de cuivre et de titane. La phase β des bronzes contenant 20 à 25 % d’étain donne lieu à une transformation par cisaillement conduisant à une martensite β’ ; il en est de même des cupro-aluminium.

Transformation inverse Les transformations martensitiques thermoélastiques sont réversibles, c’est-à-dire que par chauffage ultérieur la martensite se transforme en sens inverse en austénite (austénite au sens générique du terme : phase stable à haute température), mais généralement avec une hystérésis importante. 47


1 • Notions de métallurgie physique Température (°C)


AF

MS

AS

MF

Ainsi, de même que MS et MF désignent le début et la fin de la transformation au refroidissement, AS et AF désignent respectivement le début et la fin du retour vers la phase de haute température (figure 1.37). Ainsi par exemple, le cobalt se transforme vers 390 ˚C au refroidissement (MS) et à 430 ˚C au chauffage (AF). Cette remarque est valable pour les métaux comme le titane, le lithium ou des alliages tels que Fe-Ni ou Fe-Mn. Cependant, les transformations thermoplastiques ne sont pas réversibles. C’est le cas des martensites des aciers qui, lors de réchauffage, se décomposent pour redonner l’état stable à basse température, c’est-à-dire le système biphasé ferrite + carbure. Remarque

Figure 1.37 – Température de début et fin de transformation martensitique MS et MF. Transformation inverse : AS et AF dans le cas de réversibilité.

La martensite ainsi obtenue est évidemment une phase métastable due au fait que la transformation par germination et croissance ne peut se produire à basse température (voir 1.3.1).

1.3.6 Cinétiques de transformation au refroidissement Nous n’avons évoqué ci-dessus que l’état initial et l’état final de ces transformations à l’état solide, ainsi que les mécanismes qui les expliquent. En pratique, un paramètre très important est constitué par la vitesse de réaction. Cette dernière est, bien entendu, directement liée à la cinétique des différents processus et surtout du plus lent d’entre eux. Dans le cas des transformations par germination et croissance, c’est bien la vitesse de ces deux mécanismes que l’on devra préciser ou leur compétition éventuelle. La question ne se pose pas pour les transformations martensitiques puisqu’elles sont indépendantes du temps et quasiment instantanées.

Courbes TTT Ces cinétiques de réaction dépendent de la température. Ainsi, on est amené à mesurer cette vitesse en fonction de la température de transformation. Pour ce faire, on amène rapidement le métal à une température donnée par « trempe isotherme » ; on mesure alors le temps correspondant au début de réaction ou temps d’incubation et le temps de fin de réaction (figure 1.38). On peut ainsi tracer dans un diagramme temps-température le lieu des points de début, de fin de transformation ou de 50 % de transformation (figure 1.38). Ces courbes sont appelées courbes TTT (Temps – Température – Transformation) et permettent de caractériser la cinétique de réaction en fonction de la température. Les courbes obtenues ont 48




Température

γ TE Gros grains


Structure d'équilibre Grains fins

γ métastable MS

M + γ résiduel

MF 100 % M Temps

Figure 1.38 – Principe des courbes TTT.

toujours une forme en C. Cela s’explique par la compétition des deux mécanismes de germination et de croissance. En effet, nous avons indiqué que la vitesse de germination, nulle à la température d’équilibre, augmente comme (Te – T)2 si la température de transformation baisse ; inversement, la vitesse de diffusion, donc de croissance des germes diminue avec la température. Ainsi, à haute température, peu en dessous de Te, la réaction est contrôlée par la faible germination ; à basse température au contraire, elle est liée à la faible vitesse de diffusion donc de croissance. Dans les deux cas, les durées de transformation sont longues ; la réaction est la plus rapide à une température intermédiaire telle que germination et croissance soient suffisantes. Dans le domaine supérieur des courbes en C, la vitesse de germination est faible et la croissance rapide ; cela conduit à un petit nombre de germes grossissant vite, donc à une structure grossière à gros grains. Inversement, dans la zone à basse température, la germination est rapide et la croissance faible, entraînant une structure à grains fins. Remarque Par exemple, pour des raisons de propriétés mécaniques, on est conduit souvent à rechercher une structure stable à grains fins. Dans le cas des aciers peu alliés, laminés, forgés ou moulés, elle est obtenue par un traitement dit de normalisation, qui est constitué d’un chauffage de courte durée en phase austénitique γ suivi d’un refroidissement assez rapide, généralement refroidissement à l’air. En réalité, après une homogénéisation rapide en phase γ, le but de ce traitement est d’obtenir une transformation γ → α au refroidissement à assez basse température, dans la partie inférieure de la courbe C, pour conduire à une structure à grains fins et homogènes.

À basse température, l’apparition de la transformation martensitique est caractérisée par deux horizontales aux températures MS et MF. Cette transformation martensitique se produit donc si l’on porte le métal en dessous de MF. L’ensemble de ce diagramme est appelé courbe TTT (Temps – Transformation – Température) La position de ces courbes, dans le diagramme temps-température, est fortement modifiée par les éléments d’alliage. De façon tout à fait générale, l’augmentation de leurs concentrations repousse vers la droite (temps longs) la courbe en C de la transformation 49




par germination et croissance, et vers le bas (basse température) les droites MS et MF de la transformation martensitique. Ainsi, selon la température de transformation, on peut obtenir les structures suivantes (figure 1.38) : – à haute température : structure d’équilibre par germination et croissance ; – entre MS et MF : mélange de martensite et d’austénite (phase haute température) dite résiduelle ; – en dessous de MF : martensite à 100 % ; – peu au-dessus de MS : austénite métastable, la vitesse de la transformation par germination et croissance étant quasi nulle. Par refroidissement rapide ou trempe à 20 ˚C, la structure obtenue dépendra donc essentiellement de la position de MS et MF, par rapport à l’ambiante : martensite avec ou sans austénite résiduelle, austénite métastable. Or, cette position est directement liée aux éléments d’alliage. Remarque Si l’on veut supprimer de l’austénite résiduelle ou métastable, il suffit de faire un refroidissement en dessous de MF, si la transformation martensitique n’est pas réversible (cas des aciers) ; cette opération est appelée traitement par le froid.

Courbes TRC La plupart des traitements thermiques industriels sont effectués en refroidissement continu. On est donc conduit à tracer les mêmes courbes, non pas en trempe isotherme, mais à des vitesses de refroidissement variables (figure 1.39). Pour les mêmes raisons que précédemment, les courbes correspondant à la transformation par germination et croissance ont une forme en C ; la transformation martensitique est caractérisée par deux horizontales aux températures MS et MF. Ces courbes TRC sont établies pour des vitesses de refroidissement données. Elles n’ont de sens que si ces cinétiques sont précisées. Pour des conditions différentes, les courbes TRC seraient aussi différentes. En général, elles sont tracées pour des cycles thermiques du type de ceux rencontrés lors de traitements thermiques industriels.

Température TE

VC

Structure d'équilibre

MS MF M

Structure équilibre + martensite Temps

Figure 1.39 – Courbe TRC. 50


1.3 Traitements thermiques. Transformations à l’état solide

Ces courbes montrent que l’on peut obtenir plusieurs structures selon la vitesse de refroidissement (figure 1.39) : – structure d’équilibre pour les plus faibles vitesses, – mélange structure d’équilibre et martensite, éventuellement austénite résiduelle pour les vitesses intermédiaires, – martensite pour les plus grandes vitesses.


Ainsi apparaît une vitesse critique appelée vitesse critique de trempe martensitique audessus de laquelle la structure obtenue est entièrement martensitique ; cette vitesse est industriellement importante si l’on veut définir un traitement thermique conduisant à la martensite. La notion de « trempabilité » découle de cette remarque ; un alliage est d’autant plus « trempant » que cette vitesse critique de trempe est faible. Il est « autotrempant » lorsque la vitesse critique de trempe est inférieure à la vitesse de refroidissement naturel souvent à l’air ; ce dernier point est mal défini et dépend de la géométrie des pièces considérées. Deux essais permettent de contrôler et de caractériser la trempabilité d’un alliage et plus précisément des aciers : – essai Jominy défini par la norme NF EN ISO 642 (remplace NF A 04-303 depuis octobre 1999), – diamètre critique de trempe. Remarque Cette vitesse critique de trempe n’est pas nécessairement très élevée ; elle dépend de la position du C supérieur, c’est-à-dire des éléments d’alliages. En particulier, pour les alliages les plus chargés, elle peut être inférieure au refroidissement naturel ; l’alliage est alors dit autotrempant.

Méthodes d’étude des cinétiques de transformation Plusieurs méthodes expérimentales peuvent être utilisées pour étudier les cinétiques de réaction à l’état solide. La plus courante est la dilatométrie. En effet, ces différentes réactions se caractérisent par un changement de volume. Lors d’essais dilatométriques, il est donc possible de déterminer la température de début ou de fin de réaction et si nécessaire la cinétique de réaction pour différentes vitesses de refroidissement. Les dilatomètres actuels permettent de balayer une large gamme de vitesses et donc de tracer les courbes TRC. Les dilatomètres permettent aussi des opérations de trempe isotherme par passage rapide de l’échantillon d’un four d’austénitisation à un bain de sel isotherme. Ainsi peuvent être tracées les courbes TTT. Bien que la méthode soit souvent longue et fastidieuse, ces mêmes courbes TTT peuvent être déterminées par micrographie. Les échantillons, après trempe isotherme, sont maintenus pour des durées variables à chaque niveau de température et sont ensuite trempés à l’ambiante. Que la structure à haute température soit conservée ou qu’il soit possible de la déduire de celle examinée à 20 ˚C, il est en général possible de remonter à l’état existant à chaud. Ainsi peuvent être tracées point par point les courbes TTT. Cette méthode est choisie lorsque la phase formée est en faible quantité ou lorsqu’il se forme plusieurs composés complexes ; c’est le cas en général des phénomènes de précipitation. Dans de nombreux cas, les transformations se font avec dégagement ou absorption de chaleur. On peut donc suivre la cinétique par analyse thermique simple ou différentielle. Cette méthode n’est évidemment pas applicable dans le cas de réactions adiabatiques telles que la formation de martensite. 51




Toutes ces études doivent, bien entendu, être associées à des examens micrographiques ou radiocristallographiques pour déterminer la nature et la structure des phases formées. Dans le cas de précipités fins, la microscopie électronique sur lames minces ou par extraction, la microsonde électronique, éventuellement la microsonde ionique permettent d’atteindre leur composition et leur structure.

1.3.7 Mécanismes de précipitation Nous verrons ultérieurement (voir chapitre 4) le rôle majeur des précipités sur les caractéristiques mécaniques des métaux et en particulier l’influence de leur morphologie et de leur structure. Deux traitements peuvent être envisagés pour former de tels précipités à partir d’une solution solide, par exemple Al-4,5 % Cu entre 510 et 570 ˚C (figure 1.40) : – Par refroidissement assez lent, les précipités se forment naturellement au cours de cette opération. Nous dirons qu’il s’agit d’une précipitation ; la transformation se produit en général dans la partie médiane ou supérieure de la courbe TRC (figure 1.40). – Par trempe, il peut être possible de maintenir la solution solide à l’état métastable à l’ambiante. Un réchauffage ou revenu à basse température conduit à la formation des précipités ; nous dirons qu’il s’agit d’un processus de durcissement structural (appelé aussi durcissement secondaire). Dans ce deuxième cas, on peut identifier quatre étapes lors de la formation du précipité, ici Al2Cu par exemple à 120-150 ˚C : – Par diffusion, les atomes de cuivre se rassemblent sous forme de petits amas dont la dimension est de l’ordre de 5 nm. Ils peuvent être mis en évidence par diffusion des rayons X et sont appelés zones de Guinier-Preston (GP). – Apparaît ensuite un premier précipité θ”. Sa composition n’a pas encore la valeur d’équilibre ; il est métastable, de l’ordre de 20 nm de diamètre et en épitaxie avec la matrice. – La diffusion se poursuivant, il se transforme en un autre précipité θ’, métastable lui aussi, plus proche de l’équilibre, de dimension supérieure et sans épitaxie avec la matrice. – Enfin, l’évolution conduit au précipité d’équilibre θ de composition Al2Cu.

Température

Précipitation

θ '' GP

θ θ'

Durcissement structural

Temps

Figure 1.40 – Formation de précipités au refroidissement ou par trempe + revenu. 52

1.4 Propriétés mécaniques des métaux


et alliages

Si l’on poursuit le traitement à chaud, les précipités Al2Cu ou θ coalescent suivant le mécanisme évoqué au paragraphe 1.3.4. La figure 1.40 montre que la courbe TTT de précipitation se décompose donc en quatre branches selon chacune des phases ci-dessus. Il est donc possible, si elles sont assez différenciées, de s’arrêter à une étape intermédiaire, c’est-à-dire au composé de type GP, θ”, θ’ ou θ.


Lors du traitement dit de précipitation au cours du refroidissement, les mécanismes ne sont pas essentiellement différents. Seulement, la température étant plus élevée, la vitesse de diffusion est beaucoup plus rapide ; dans ces conditions, les quatre phases sont pratiquement confondues et ne peuvent être différenciées. Cela explique que les courbes TTT se confondent (figure 1.40) On comprend donc que le traitement de durcissement structural présente l’avantage de permettre d’obtenir des précipités intermédiaires θ’ ou θ” et beaucoup plus fins. Par contre, il n’est possible que si la courbe TTT est assez éloignée pour maintenir la solution solide métastable pour des vitesses de refroidissement industriellement réalistes. Remarque La température de revenu évoquée lors du durcissement structural dépend de l’alliage. Elle peut être de l’ordre de 350 à 500 ˚C pour certains aciers, et de 80 à 150 ˚C pour les alliages d’aluminium. Dans le cas où cette température est voisine de l’ambiante, on parle de vieillissement ou de mûrissement.

1.4 Propriétés mécaniques des métaux et alliages 1.4.1 Essai de traction (Norme NF EN 10002-1 à 4) Une première façon simple de caractériser le comportement d’un métal consiste à effectuer un essai de traction. Une éprouvette axisymétrique, en général cylindrique, est soumise à un effort de traction croissant. La forme de l’éprouvette est choisie de façon à ce que la contrainte et la déformation soient homogènes dans la partie utile de l’échantillon. Si S0 et l0 sont respectivement la section et la longueur utile initiales, on mesure les variations de : – la contrainte nominale σn = F /S0, avec F, la force appliquée ;

Δl l0

– la déformation nominale ε n = ----- , avec l, la longueur courante. La courbe obtenue a la forme indiquée sur la figure 1.41 où l’on distingue trois régions différentes : – La partie OA définit le domaine de déformation élastique réversible. La contrainte est proportionnelle à la déformation : σn = Eεn. C’est la loi de Hooke ; E est appelé module d’élasticité (ou module d’Young). Si l’on relâche la contrainte dans ce domaine, l’éprouvette revient à sa longueur initiale, sans déformation résiduelle ; la déformation est réversible. – La partie AB correspond au domaine de déformation plastique homogène. Si l’on relâche la force on constate un retour élastique laissant une déformation plastique résiduelle ; cette déformation n’est pas réversible. – La partie BC résulte de la localisation de la déformation appelée striction. La force diminue lorsque l’allongement augmente, le système est instable ; c’est ce que l’on appelle l’instabilité plastique. La rupture se produit en C. 53


1 • Notions de métallurgie physique F S0 Rm Re

et alliages σ= F

S

B

Σ

Σ

R0,2

C

σ = dσ dε

Re

A

O

ΔI I0

Courbe nominale

O 0,2%

ε = ln I

I0

Courbe rationnelle

Figure 1.41 – Courbes de traction nominale et rationnelle. La limite de la déformation élastique en A définit la limite d’élasticité Re exprimée en MPa. Dans certains cas, cette limite de la partie linéaire est difficile à définir ; on utilise alors une valeur conventionnelle R0,2 qui correspond à la contrainte entraînant une déformation plastique de 0,2 %. On définit la résistance limite Rm correspondant à la force maximale. Les valeurs de striction et d’allongement à rupture sont mesurés en C. En réalité, lors de l’essai de traction, la section et la longueur de l’éprouvette varient, il est donc plus logique de se rapporter aux vraies valeurs de la contrainte et de l’allongement à chaque instant :

F S

– la contrainte vraie est σ = ---- , avec S, la section courante,

dl l

– à chaque instant, la déformation instantanée est donnée par dε = ----- , soit pour un l

allongement donné ε =

∫ ----l- = dl

l0

l ln ---- . l0

La courbe de traction rationnelle représente la variation de σ en fonction de ε tels que définis ci-dessus. Son tracé nécessite de mesurer en continu la variation de l ou de S à l’aide d’un extensomètre (figure 1.41). Cette courbe de traction rationnelle s’écarte de la courbe de traction nominale au fur et à mesure que ε augmente. L’apparition de la striction ou instabilité plastique n’est plus caractérisée par un maximum

dσ dε

sur la courbe rationnelle. On montre que, dans ce cas, elle est définie par : σ = ------- . Elle correspond donc à l’intersection de la courbe de traction rationnelle avec la courbe

σ = f ' ( ε ) (figure 1.41). Dans de nombreux cas, la courbe de déformation plastique rationnelle peut être modén

lisée par une fonction de type σ = k ε ; le paramètre n est appelé coefficient d’écrouis54



et alliages

sage. La striction correspond alors à la déformation appelée déformation limite à striction

ε ls = n .

1.4.2 Déformation élastique. Élasticité L’essai de traction montre donc que pour de faibles déformations, on note d’abord un comportement élastique réversible au cours duquel contrainte et déformation sont proportionnelles ; cela définit le module d’élasticité ou module d’Young (en MPa ou GPa) :


E = σ --ε Ce comportement élastique est limité à une contrainte Re appelée limite d’élasticité. Cette déformation élastique s’explique par le mouvement des ions du réseau cristallin autour de leur position d’équilibre. En effet, nous avons montré (voir paragraphe 1.1.1) que ces ions se trouvent à l’équilibre au niveau de leur puits de potentiel, les forces d’attraction et de répulsion étant alors égales. L’application d’une force de tension ou de cisaillement déplace ces ions autour de cette position. La déformation est réversible puisqu’ils retournent au minimum de potentiel lors du relâchement de l’effort. Si les déformations sont assez faibles, ce qui est le cas, la courbe de variation de la force en fonction de la déformation, peut être assimilée à sa tangente ; cela explique la loi de Hooke et la notion de module, pente de cette tangente. De façon imagée, tout se passe comme si les liaisons entre atomes (voir 1.1.1) pouvaient être représentées par des ressorts. La déformation élastique consiste donc à tirer et à allonger les ressorts parallèles à la contrainte (figure 1.42). Le module caractérise la rigidité des ressorts, il est donc directement lié à ces forces interatomiques dans la liaison métallique. Lors de cet essai de traction, on constate que l’éprouvette subit aussi une contraction latérale égale à dr ------ , avec r, le rayon de la section S. On définit le coefficient de Poisson ν tel que :

r

dr dl dr ν = – ------ ⁄ ----- = – ------ ⁄ dε r l r

Si la déformation est supposée à volume constant, on vérifie que ν = 1/2. Or, l’expérience montre que ν est plutôt voisin de 1/3. Il y a donc une légère augmentation de volume au cours de l’essai de traction.

F

F

F

F

Figure 1.42 – Déformation élastique. Forces interatomiques. 55



et alliages

De façon imagée, la contraction radiale de l’éprouvette en traction, c’est-à-dire le coefficient de Poisson est due à la composante horizontale des « ressorts » (figure 1.42), c’està-dire à un effort de compression selon le rayon. Or, on constate (figure 1.3) que la courbe de variation de la force n’est pas symétrique autour de x0 ; la même contrainte en compression entraîne des déformations moindres qu’en traction. Cela explique que le coefficient ν soit inférieur à la valeur théorique 1/2. Dans l’essai de traction, les contraintes sont normales aux surfaces sur lesquelles elles s’exercent. Au contraire, dans une déformation par cisaillement, la contrainte appelée scission τ est parallèle à cette surface, c’est-à-dire tangentielle (figure 1.43). La déformation est alors définie par le cisaillement, c’est-à-dire l’angle γ. En déformation élastique la même loi de proportionnalité ou loi de Hooke s’écrit :

τ = Gγ avec G, le module de cisaillement ou module de Coulomb.

τ

γ

G=

τ E 3 γ = 2 (1 + ν) 8 E

τ Figure 1.43 – Module de cisaillement.

On démontre alors facilement que les trois caractéristiques E, G et ν sont reliées par la relation :

1 E G = --- × -----------2 1+ν (Nous avons déjà rencontré et utilisé ce module G dans l’étude du glissement des dislocations, voir 1.1.4. En effet dans ce cas, c’est bien la contrainte de cisaillement qui est en cause.) La loi de Hooke ou la déformation élastique, telle que nous venons de la décrire, s’explique par le modèle électrostatique si les déformations restent suffisamment faibles pour pouvoir assimiler la courbe et sa tangente autour de la position d’équilibre x0 (figure 1.3). En résumé, lors de cette phase élastique, on ne décrirait qu’une très petite partie de la courbe de déformation théorique totale ; nous allons voir pourquoi.

1.4.3 Déformation plastique – Plasticité

Mécanisme de la déformation plastique En réalité, avant que la déformation élastique n’ait atteint sa limite théorique, apparaît un phénomène de déformation plastique. Il est caractérisé par le fait que :

56



et alliages

– La contrainte et la déformation ne sont plus proportionnelles. Elles sont reliées par une loi que dans bien des cas on peut assimiler à σ = kεn, avec n compris entre 0,1 et 0,5 ; – La déformation n’est pas réversible. Après relâchement des contraintes, il persiste une déformation permanente ; – Lors du relâchement des contraintes, il se produit un retour élastique selon un module égal à celui de la première déformation.


Physiquement, lorsqu’on déforme plastiquement un polycristal métallique, on constate au microscope optique que la surface du métal est couverte de bandes, appelées bandes de glissements. Un examen plus détaillé, montre qu’elles sont constituées de lignes plus fines et plus rapprochées (figure 1.44). En première analyse, la déformation plastique des métaux apparaît donc comme résultant de glissements irréversibles de certains plans cristallographiques les uns par rapport aux autres ; les lignes ou bandes de glissement caractérisent l’émergence de ces glissements à la surface de l’éprouvette. On peut vérifier expérimentalement que les plans et directions de glissement sont les plans et les directions les plus denses des réseaux cristallins, tels que ceux listés dans le tableau 1.6 pour les principaux métaux usuels. On retrouve donc les plans de glissement des dislocations tels que définis antérieurement (voir 1.1.3). Par conséquent, ces mécanismes de glissement sont dus aux

σ

Bande de glissement 10 μ

Plan de glissement

Marche de glissement 20 nm

τ

Figure 1.44 – Lignes et bandes de glissement sur une éprouvette déformée plastiquement. 57



et alliages

Tableau 1.6 – Plans et directions de glissement pour les métaux usuels. Plans de glissement

Direction de glissement

Al, Ag, Cu, Fe, Ni, Au

(111)

[110]

CC

Fe α, Mo, Nb

(110), (112) et (123)

[111]

HC

Ti, Zn, Mg Cd, Be

(0001)

Structure

Métaux

CFC

(10 1 0) et (10 1 1)

[11 2 0]

déplacements des dislocations, leur arrivée à la surface entraînant la formation d’une marche de glissement (voir 1.4.4). Or, nous avons montré que les dislocations pouvaient glisser facilement sous l’effet de contraintes extérieures. Il suffit pour cela que la force appliquée à la dislocation soit supérieure à la contrainte de friction du réseau. Nous avons indiqué aussi que cette dernière contrainte est faible, très inférieure à la contrainte de cisaillement ou résistance du réseau parfait ; elle est d’ailleurs minimale dans les plans denses du réseau. Ainsi, la déformation plastique est due au glissement des dislocations jusqu’à la surface du métal. On comprend alors : – Que la déformation élastique soit limitée par l’apparition de la plasticité. La limite d’élasticité correspond donc à la contrainte à laquelle commence le glissement des dislocations. Elle est bien inférieure à la résistance théorique ; – Que la déformation plastique se fasse par le glissement des dislocations, avec création de marches ou bandes de glissement en surface. – Que la déformation plastique soit irréversible car le glissement des dislocations est luimême irréversible. Cependant, cette déformation plastique irréversible ne se produit nécessairement qu’après une première déformation élastique. Cela explique la partie du retour élastique lors du relâchement de la contrainte. Ainsi, la déformation élastique s’explique bien par le modèle électrostatique. Par contre, elle reste très limitée aux premiers stades de la déformation auprès de x0 à cause de l’apparition de la plasticité. Cela explique bien les deux difficultés que nous avions signalées (voir 1.1.1) : – ne décrivant qu’une très faible partie de la courbe, elle peut être assimilée à sa tangente : on retrouve la loi de Hooke et le module E ; – on n’atteint donc pas la résistance théorique Fm. Remarque En pratique, les deux caractéristiques, limite d’élasticité Re et module d’élasticité E, sont très importantes. En effet : – D’une part, un matériau de structure doit en principe travailler à des contraintes inférieures à sa limite d’élasticité pour éviter des déformations permanentes. Par suite, un alliage pourra supporter des charges d’autant plus élevées que sa limite d’élasticité sera grande. – D’autre part, le module d’élasticité caractérise la rigidité des structures. En effet, dans le domaine élastique et pour une charge donnée, la déformation est d’autant plus faible que le

58



et alliages

module est élevé. Cela explique, par exemple, que les aciers ayant un module d’élasticité de 210 GPa permettent des constructions trois fois plus rigides que les alliages d’aluminium, dont le module d’élasticité est voisin de 70 GPa. S’il est assez difficile de modifier le module d’élasticité d’un métal, car il est lié aux forces interatomiques, nous verrons que l’on peut très fortement améliorer la limite d’élasticité en jouant sur le glissement des dislocations.

Consolidation


En réalité, l’importance des déformations plastiques macroscopiques ne peut s’expliquer par le déplacement des seules dislocations préexistantes. Il faut donc qu’il y ait création de nouvelles dislocations de façon continue, par exemple par un mécanisme du type source de Frank-Read (voir 1.1.4). Ainsi, au fur et à mesure que l’on déforme plastiquement le réseau, le nombre des dislocations augmente ; leur densité λ peut ainsi passer de 106 à 1010 ou 1012 cm/cm3. Toutes ces dislocations vont donc interagir entre elles (voir 1.1.4) pour former un réseau tridimensionnel (figure 1.45). Formant ainsi un écheveau de plus en plus dense, ces dislocations se bloquent entre elles, et leur glissement devient de plus en plus difficile. Par conséquent, la contrainte nécessaire pour déformer la structure augmente avec la déformation plastique antérieure. C’est ce que l’on appelle la consolidation du métal, qui explique la forme croisn

sante de la courbe de déformation plastique, souvent de la forme σ = k ε . Le coefficient n définit le taux de consolidation ; la consolidation est nulle si n = 0 et maximale pour des valeurs de l’ordre de 0,5. Le métal qui a subi une certaine déformation plastique est dit écroui. Le taux d’écrouissage est égal au taux de déformation. Son état est caractérisé par une très forte densité de dislocations qui peut atteindre 1012 cm/cm3. Sa limite d’élasticité est plus élevée, comme le montre la courbe de traction, cela étant dû au phénomène de consolidation.

Nœud

Dislocations

P'

P Nœud

Figure 1.45 – Réseau et interactions des dislocations.

1.4.4 Augmentation de la limite d’élasticité. Durcissement Sauf cas très exceptionnels, les matériaux doivent donc travailler dans le domaine d’élasticité pour éviter les déformations irréversibles, en général inacceptables. Or, la limite 59



d’élasticité des métaux est très faible puisque le glissement des dislocations y est très facile (force de Peïerls très petite, voir 1.1). Par exemple, pour le fer pur, elle est de l’ordre de 110 MPa et pour l’aluminium de 20 à 30 MPa. On comprend donc que les problèmes les plus importants posés au métallurgiste consistent à améliorer ces caractéristiques mécaniques et plus précisément cette limite d’élasticité. Ainsi, pour augmenter la limite d’élasticité, il faut retarder le glissement des dislocations, c’est-à-dire freiner leur déplacement. Or nous avons vu, (voir 1.1.4) que ces dislocations pouvaient avoir de nombreuses interactions avec d’autres défauts fixes du réseau. Cela va expliquer les différentes voies d’amélioration possibles.

Recherche d’une structure cristalline plus favorable On peut rechercher une structure pour laquelle la contrainte de friction ou force de Peïerls est plus élevée. Or, ces forces de Peïerls sont proportionnelles au vecteur de Burgers des dislocations ; par conséquent, elles sont les plus faibles dans les structures denses. Cela explique des résistances supérieures pour les structures CC (alliages d’aciers ferritiques CC, comparés aux austénitiques CFC) ou plus complexes (martensite des aciers de structure tétragonale). Cette voie n’est pas en général très fructueuse car les systèmes cristallins sont imposés pour d’autres raisons.

Formation de défauts ponctuels d’insertion ou de substitution Ces défauts permettent de freiner le déplacement des dislocations par interaction avec elles. Pour ce faire, on crée des solutions solides. C’est ce que l’on appelle le durcissement par solutions solides qui montre l’intérêt des alliages. Cette méthode est très largement utilisée en pratique. C’est par exemple le cas des aciers au manganèse, des alliages aluminium magnésium, etc.

Formation de précipités fins et répartis De même que pour les défauts ponctuels, l’interaction des précipités avec les dislocations limite leur déplacement. De façon plus précise, lorsqu’une dislocation rencontre des précipités fins et répartis, elle doit les traverser. Pour ce faire, deux mécanismes sont possibles (appelés mécanismes d’Orowan) : – Si le précipité est en épitaxie avec la matrice, la dislocation ne rencontrera pas de joints de grains et va donc traverser le précipité. Cela entraîne (figure 1.46) un cisaillement de ce dernier et explique un freinage des dislocations d’autant plus élevé qu’il y a une plus grande surface de précipités. C’est ce qui se passe dans le cas des zones de GP ou des précipités cohérents θ’’ (voir 1.3.7). – Si le précipité n’est pas cohérent, l’existence d’un joint de grain le rend plus difficile à traverser ; il est alors contourné. La dislocation se déplace en laissant derrière elle des boucles de dislocations autour des particules. Comme dans le cas des sources de FrankRead, on peut calculer la contrainte critique de contournement : τ = Gb ⁄ d , avec d, la distance moyenne entre particules. En résumé, l’effet maximum sera obtenu avec une précipitation homogène de particules fines sans épitaxie de type θ’’. Cela explique la forme de la courbe de durcissement des alliages d’aluminium, par exemple (figure 1.46). Elle passe par un maximum pour le début des précipités θ’ ou la fin des θ’’. 60



et alliages

HV (a) Cisaillement de précipités

A

θ' θ d


θ'' GP

T Temps (b) Contournement de précipités

(c) Durcissement résultant dans le cas des alliages d'aluminium

Figure 1.46 – Durcissement par précipités : mécanismes d’Orowan. Exemple de durcissement d’alliage d’aluminium.

Remarque À titre d’exemple, dans un alliage Al-Cu pour lequel G = 25 GPa et b = 0,2 nm : – pour des précipités θ’ tels que d = 0,5 μm, τ = 10 MPa. – pour des précipités θ’’ tels que d = 10 nm, τ = 500 MPa.

Les précipités en question peuvent être formés (voir 1.3.7) : – Par trempe et revenu. On parle alors de durcissement structural ou durcissement secondaire dans le cas des aciers. Cette méthode est très efficace et conduit à des améliorations très importantes, car on peut s’arrêter au stade de précipitation optimum. C’est le cas par exemple des alliages de type AlCu ou AlMgZn. – Au refroidissement, si on ne peut pas retenir par trempe la solution solide métastable. On parle alors de durcissement par précipités ou par dispersoïdes dans le cas des aciers. C’est le cas par exemple des aciers microalliés au niobium, au titane ou des alliages AlMn.

Diminution de la taille de grains Les joints de grains constituent eux aussi des défauts limitant ou bloquant le déplacement des dislocations. En augmentant leur longueur, c’est-à-dire en recherchant des grains fins, on doit donc augmenter la limite d’élasticité. La loi de Hall-Petch quantifie cet effet (figure 1.47) :

R e = σ0 + k d

–1 ⁄ 2

avec Re, la limite d’élasticité, d, le diamètre moyen des grains et σ0 et k des constantes. Cela explique la recherche de grains fins, obtenus soit par traitement thermique (voir 1.3.6) soit par recristallisation.

Écrouissage Nous avons indiqué ci-dessus que l’écrouissage conduisait à une augmentation considérable du nombre de dislocations. Cela entraîne un enchevêtrement, de nombreux points triples et des interactions mutuelles qui freinent ou limitent leurs déplacements. On retrouve ici le mécanisme de consolidation évoqué précédemment. 61



et alliages

Re (MPa) 600 b

n+

500

400

300

200

100

M ,2 %

1 C+ e ,1 % rsoïd 0 + ispe Fe d er à n Aci %M 1,2 + C ,1 % n +0 M e F C– r e i Ac %C 0,1 + x Fe dou ers i c A 6

30

8

20

N 6%

0,0

ar

tp men sse ion i c r Du ipitat c pré

ar nt p eme ide s s i l c Dur tion so solu

10

10

12

14 1 en mm – 1 2 d

5

d en μ

Figure 1.47 – Influence de l’affinage du grain sur la limite d’élasticité : loi de Hall-Petch. Additivité des différents mécanismes de durcissement.

Les différents effets décrits ci-dessus sont bien évidemment additifs. La figure 1.47 montre ces différentes actions dans le cas des aciers. Les opérations dites de traitement thermomécaniques sont actuellement très développées dans l’industrie. Elles ont pour objet d’améliorer les propriétés mécaniques des alliages (aciers, superalliages, etc.), en utilisant les opérations de mise en forme. En réalité, les cycles thermiques et mécaniques sont adaptés de façon à obtenir simultanément une structure à grains fins, des précipités bien répartis et éventuellement un écrouissage résiduel.

1.4.5 Rupture : fragilité, ductilité, ténacité Les mécanismes que nous venons de décrire expliquent la déformation des matériaux métalliques, soit dans le domaine élastique, soit ensuite dans le domaine plastique, mais en fin de déformation apparaît la rupture du produit. Or, les théories précédentes ne s’appliquent pas à ce stade ; par exemple, on vérifierait encore que la contrainte maximale Rm est très différente de la force maximale Fm calculée par la théorie électrostatique. Il faut donc étudier le nouveau mécanisme à l’origine de la rupture. En particulier, nous verrons le rôle très important joué par les défauts macroscopiques.

Types de rupture Expérimentalement, on constate que la rupture du matériau en fin de déformation peut se produire de deux façons différentes. 62



et alliages

Rupture fragile

;; ;;; ;;; ;;

Elle est caractérisée par une cassure sans déformation plastique ou avec une déformation plastique faible. Lors d’un essai de traction, l’allongement ou la striction à rupture seront nuls ou très petits. La déformation avant rupture sera donc presque exclusivement élastique. L’énergie de rupture qui n’est autre que l’aire sous la courbe effort-déformation est faible (figure 1.48).


A

σ

Fragile

Ductile

ε

Figure 1.48 – Courbes de traction de matériaux ductile et fragile.

Compte tenu des mécanismes décrits ci-dessus, ce phénomène fragile correspond au cas où les dislocations ne peuvent pas se déplacer ou dont les mouvements sont difficiles et limités. C’est le cas des solides à liaisons très orientées (ioniques ou covalentes) tels que les céramiques, les composés intermétalliques, etc. C’est le cas aussi des alliages métalliques dans lesquels on a augmenté fortement les caractéristiques de limite d’élasticité (durcissement structural, précipitation, etc.). Cela explique que, très généralement, la fragilité augmente avec la limite d’élasticité. Les ruptures fragiles se faisant sans déformation plastique, elles se produisent par décohésion de plans cristallographiques et présentent un aspect à facettes.

Rupture ductile Elle est, au contraire, caractérisée par une forte déformation plastique après la phase élastique. L’énergie de rupture est alors beaucoup plus élevée (figure 1.48). Elle correspond au cas où les dislocations sont mobiles. Ce comportement est caractéristique des liaisons métalliques peu orientées. C’est donc une propriété spécifique aux métaux. Pour les raisons déjà évoquées, les structures métalliques CFC sont relativement plus ductiles que les structures CC ou HC. L’essai de traction permet de caractériser la fragilité d’un métal dans certaines conditions. Elle se manifeste par la diminution ou la suppression du domaine de déformation plastique ; à la limite, un matériau fragile casse en charge avant toute déformation permanente. Ainsi, en première analyse, la différence entre la limite d’élasticité et la résistance maximale peut constituer une estimation de la fragilité. 63



et alliages

L’essai de résilience consiste à casser à l’aide d’un mouton-pendule une éprouvette de section carrée, entaillée ou non (norme NF EN 10045-1 et 2). L’énergie nécessaire à la rupture, appelée résilience, constitue une autre estimation de la fragilité. Les normes indiquent de façon précise les conditions de cet essai de résilience (géométrie de l’éprouvette, caractéristique du mouton, etc.) Plusieurs facteurs peuvent influencer la ductilité ou la fragilité des métaux.

Influence de la température Quand la température décroît, le mouvement des dislocations, qui est activé thermiquement, devient de plus en plus difficile ; par conséquent, la scission nécessaire pour les déplacer augmente et avec elle la limite d’élasticité. A une température assez basse, la déformation plastique devient impossible avant rupture du matériau. Ainsi, en général, il existe une température dite de transition au-dessous de laquelle le matériau devient fragile. Dans le cas des aciers cubiques centrés, cela se manifeste par une discontinuité dans la courbe de résilience en fonction de la température (Figure 1.49).

Résilience KCV Fragile

Transition

Ductile

O

Température (°C )

Figure 1.49 – Évolution de la résilience en fonction de la température. Température de transition.

C’est aussi la température pour laquelle la limite d’élasticité Re est égale à la résistance Rm (figure 1.50). La transition est très marquée pour les systèmes CC ou HC. Elle l’est moins ou est même inexistante dans les systèmes CFC ; en effet, dans ce cas, compte tenu du plus grand nombre de systèmes de glissement et de la faible scission critique, les dislocations sont plus mobiles.

Influence de la vitesse de déformation Compte tenu de la vitesse de déplacement des dislocations, on comprend qu’une déformation trop rapide limite le mouvement de ces dislocations ; par conséquent, en général, la ductilité diminue si la vitesse de déformation augmente. À ce titre, l’essai de résilience conduit à des ductilités moindres ou des températures de transition supérieures à celles mesurées lors de l’essai de traction.

Effet d’entaille La présence d’un défaut ou d’une entaille entraîne une concentration de contraintes qui peut modifier le régime de rupture. Nous reviendrons plus en détail sur ce point. 64



et alliages

Rm , Re

Re


Re

Re Rm

θc

θc

θc

Température (°C )

Figure 1.50 – Évolution de Rm et Re en fonction de la température : effet d’entaille.

La figure 1.50 montre par exemple l’influence d’une entaille sur la variation de la résistance Rm en fonction de la température. On constate que plus l’entaille est aiguë, plus la température de transition est élevée. On remarquera donc dès maintenant : – Que les essais de traction ou de résilience ne sont pas des mesures absolues de la fragilité, mais de simples repères puisque les résultats dépendent essentiellement de la géométrie des éprouvettes : dimension, entaille, etc. – Que la notion de fragilité telle que nous venons de la définir n’est pas intrinsèque au matériau, puisqu’elle dépend des conditions de sollicitation (effet d’entaille, vitesse). – Que la rupture fragile se produisant sans déplacement des dislocations, la résistance devrait être la valeur théorique calculée d’après le modèle électrostatique. En réalité, on constate encore que la valeur réelle est beaucoup plus faible. Les notions évoquées ci-dessous, vont permettre de répondre en partie à ces questions. Remarque Sur le plan pratique, il est dangereux ou impossible d’utiliser des matériaux à l’état fragile. En effet, dans ce cas, pour de faibles déformations plastiques ou de faibles énergies, le produit risque de se rompre brutalement. L’objectif sera donc toujours d’éviter ou de limiter le comportement fragile.

Mécanismes de la rupture Rupture ductile Les ruptures ductiles se produisent donc après le déplacement ou le glissement d’un grand nombre de dislocations. Certaines d’entre elles viennent buter sur des obstacles tels que joints de grains, inclusions, précipités, etc. Cela entraîne donc des empilements de dislocations qui conduisent à la formation de microvides ou microfisssures (figure 1.51). Lorsque ces défauts deviennent importants, le métal se déchire. 65



Figure 1.51 – Mécanisme de rupture ductile. Faciès en cupules.

La rupture apparaîtra généralement sous forme de cupules initialisées sur une inclusion, un précipité ou autre défaut que l’on retrouve souvent au fond de la cuvette.

Rupture fragile La rupture fragile ne peut s’expliquer par le processus précédent puisqu’elle se produit sans glissement de dislocations. Les solides industriels contiennent toujours des défauts internes ou de surface (rayures, inclusions, soufflures, retassures, etc.) de dimensions et de formes très variables. Lorsque le métal est soumis à un effort, à l’extrémité de tous les défauts, il se produit une augmentation locale de la contrainte ; cette augmentation dépend de la taille et de l’acuité du défaut. Par exemple, en régime élastique, dans le cas d’une éprouvette soumise à une contrainte homogène σ, une fissure de longueur a et de rayon en fond d’entaille r, entraîne une contrainte maximale σy à l’extrémité de la fissure égale à (figure 1.52) :

σy = σ ⎛ 1 + 2 a ---⎞ ⎝ r⎠ Pour des valeurs classiques de défauts (a = 10 μm et r = 0,1 μm), le facteur de concentration de contrainte k = 2 a ⁄ r peut être de l’ordre de 20. Ainsi, dans le cas d’un matériau fragile (sans déformation plastique) au droit des défauts inévitables, la contrainte locale peut atteindre la résistance théorique Fm (voir 1.1.1), alors que la contrainte moyenne est de plusieurs ordres de grandeur inférieure. Aux niveaux de ces amorces, le métal va se rompre par décohésion, selon des plans cristallographiques particuliers, mécanisme appelé clivage ; la rupture apparaît en général sous forme de facettes brillantes. Ces remarques expliquent donc le rôle primordial des défauts préexistants et de leurs dimensions sur la rupture fragile par clivage ; on retrouvera donc toujours l’influence de précipités, d’inclusions etc. que l’on cherchera à supprimer ou à rendre le plus petit possible. Inversement, la création d’un défaut permettra de localiser une rupture fragile, par exemple, lors de la découpe du verre. 66



et alliages σ

σ0

σy


σ0

r a

Figure 1.52 – Concentration de contraintes au droit d’un défaut.

Notions de mécanique de la rupture Les remarques précédentes expliquent donc le mécanisme de rupture fragile. Cependant, elles sont difficiles à appliquer en pratique, car le rayon r en fond de défaut est difficile à apprécier ; pourtant, il a une influence importante. C’est cette difficulté qui a conduit au développement de la mécanique linéaire de la rupture. Pour répondre à cette difficulté, la mécanique de la rupture étudie le cas extrême de défaut de rayon r = 0, c’est-à-dire le plus dangereux. Les résultats obtenus seront donc « conservatifs », c’est-à-dire prudents. De façon plus précise, les cas les plus généraux de rupture peuvent être ramenés à la superposition de trois modes simples (figure 1.53) : – en mode I, les surfaces de la fissure se déplacent perpendiculairement l’une à l’autre (ouverture) ; – en mode II, les surfaces se déplacent dans le même plan perpendiculairement au front de fissure (glissement droit) ; – en mode III, les surfaces se déplacent dans le même plan parallèlement au front de fissure (glissement vis). On peut alors calculer le champ de contrainte et de déformation au voisinage d’une fissure très aiguë (rayon à l’extrémité nul). En supposant qu’il n’y ait que des déformations élastiques, la théorie de la mécanique linéaire permet d’écrire qu’en un point de coordonnées polaires r et θ ces contraintes sont :

f (θ)

ij (en mode I) σ ij = K I -------------

2πr

g (θ)

ij (en mode II) σ ij = K II --------------

2πr

h (θ)

ij (en mode III) σ ij = K III -------------

2πr

67



et alliages

(I)

(III)

(II)

Figure 1.53 – Les trois modes de rupture.

Les coefficients KI, KII et KIII sont des constantes indépendantes de r et de θ ; ils ne dépendent que du matériau, de la géométrie de la fissure et de la répartition des contraintes appliquées. Ils sont appelés coefficient d’intensité de contrainte.

Critère de rupture – K

Ic

Les notions ci-dessus permettent de quantifier les conditions de rupture. En mode I par exemple, si le coefficient KI augmente, les contraintes au voisinage de la fissure augmentent proportionnellement. Il existe donc une valeur de KI notée KIc pour laquelle la contrainte locale atteint la contrainte de rupture ; la fissure va donc se propager en mode I lorsque KI atteint la valeur KIc. Or, le mode I de déformation est le plus sévère, (KIc < KIIc < KIIIc), par conséquent la valeur de KIc pourra être prise comme critère de rupture d’un matériau fragile. Dans le cas d’une plaque infinie, contenant une fissure de longueur 2a soumise à une contrainte perpendiculaire (figure 1.54), on montre en mécanique que :

K I = σ πa Dans le cas plus général d’éprouvettes de dimensions finies :

K I = ασ πa α étant un coefficient qui dépend de la géométrie de l’échantillon (noter que σ est ici la contrainte loin de la fissure ou la contrainte calculée en l’absence de fissure). 68



et alliages σ


A 2a

K = σ πa

Figure 1.54 – Valeur de KI dans une plaque infinie.

Ainsi en première approximation, la contrainte de rupture est donnée par :

K I C = σ πa ou

K I C = ασ πa Cette formule est très importante : – elle relie la contrainte de rupture à la taille des défauts, – KIc, à l’inverse des autres mesures, est un critère intrinsèque au matériau appelé coefficient critique d’intensité de contrainte. Il est mesuré en MPa·m–1/2 et caractérise la ténacité du matériau. Les matériaux fragiles ont des valeurs de KIc faibles. Ainsi, on peut tracer comme pour la résilience des courbes de variation de KIc avec la température. Apparaît alors de même une température de transition de KIc.

Mesure de K

Ic

Deux éprouvettes sont normalisées pour mesurer la ténacité : l’éprouvette de flexion et l’éprouvette dite compacte testée en traction. Ces éprouvettes sont fissurées en fatigue ; en effet, dans ce cas, l’acuité de la fissure est maximale. Lors de la charge des éprouvettes, on mesure le déplacement par l’ouverture de la fissure. Les normes (NF EN ISO 12737, qui remplace NF A 03-180 depuis avril 1999) permettent de définir l’amorçage de la rupture, c’est-à-dire la contrainte critique σc. Connaissant la longueur de la fissure et le coefficient α pour chaque éprouvette, on calcule KIc. Remarque Le critère KIc est un critère maximum et conservatif dans le cas où la rupture du matériau se fait en mode I, le plus dangereux. Si la rupture se fait en mode II, III ou en mode mixte, il faut en toute rigueur utiliser un critère Kc moins sévère, c’est-à-dire plus élevé.

Pour un matériau donné, pour qu’il y ait rupture en mode I, il faut une éprouvette très épaisse, ou tout au moins supérieure à une épaisseur donnée. Pour les épaisseurs plus faibles, la rupture ne peut pas se produire en mode I mais en mode II, III ou mixte qui 69



correspondent à des valeurs de Kc plus élevées. Ainsi, si l’on trace la valeur de Kc en fonction de l’éprouvette, on constate une décroissance (figure 1.55) ; la valeur limite représente KIc. Cela signifie qu’un matériau donné pourrait avoir une valeur de KIc faible et donc être fragile en forte épaisseur et avoir une bonne ténacité, soit un Kc élevé en faible épaisseur.

Kc

Mode mixte de déformation Mode I déformation plane KI c

Épaisseur

Figure 1.55 – Variation Kc en fonction de l’épaisseur du matériau.

Cette remarque explique que des fils minces d’aciers à très haute résistance aient une bonne ténacité, alors que le même métal sous des épaisseurs de plusieurs millimètres serait très fragile. C’est le principe même des câbles constitués de fils minces, des matériaux composites armés de filaments très fins. On comprend donc l’utilisation des alliages Fe-Cr ferritiques en faibles épaisseurs, alors que leur résilience en éprouvettes de 10 x 10 mm est quasiment nulle.

Rupture ductile. Critère d’énergie Tous les calculs évoqués ci-dessus ont été faits dans le domaine élastique. Dans le cas où le matériau est susceptible de déformation plastique, ils ne s’appliquent donc pas ; en effet, dans ce cas, apparaît une zone de déformation plastique en fond de fissure (figure 1.56). Si cette zone est limitée, on peut encore en première approximation utiliser une mesure de ténacité à partir de KIc. Dans le cas contraire, on est amené à utiliser d’autres concepts. Par exemple, l’intégrale J est une mesure de l’énergie de rupture. On définit donc une valeur critique JIc caractérisant l’énergie nécessaire à la propagation de la fissure en mode I. La norme NF A 03-183 définit les conditions de mesure de J. De même l’ouverture critique d’une fissure ou COD permet de caractériser la ténacité. La norme NF A 03-182 définit les conditions de mesure du COD.

1.4.6 Résistance à la fatigue Jusqu’à présent, nous avons considéré l’action de charges statiques, c’est-à-dire d’amplitude constante. Or, des contraintes variables appliquées un grand nombre de fois entraînent la rupture pour des valeurs beaucoup plus faibles et inférieures à la limite d’élasticité, ce que l’on appelle le phénomène de fatigue. 70



σ

et alliages σ0

σ

x


;;

A

Re

Re

ε

Déformation plastique

Figure 1.56 – Apparition d’une zone de déformation plastique dans un matériau ductile ou partiellement ductile.

D’une façon générale, le chargement en fatigue est constitué d’une contrainte qui n’est pas forcément périodique et qui peut être aléatoire (cas d’un véhicule roulant sur route accidentée). Dans de nombreux cas cependant, les forces appliquées sont périodiques et même sinusoïdales (axes ou pièces de machines tournantes). La plupart du temps, en laboratoire, on utilise pour étudier la fatigue des cycles périodiques sinusoïdaux ou triangulaires. On définit dans ce cas – les contraintes maximales et minimales : σmax et σmin, – l’amplitude de la contrainte : σmax – σmin, – la contrainte moyenne ou statique : σm,

σ σ max

min -. – le rapport des contraintes : R = ------------

On appelle : – Fatigue-endurance, le phénomène correspondant à des amplitudes de déformation ou contraintes maximales faibles, qui macroscopiquement restent dans le domaine élastique. La durée de vie est alors grande, en général supérieure à 104 ou 105 cycles ; – Fatigue plastique ou oligocyclique, le phénomène qui provoque à chaque cycle une déformation macroscopique plastique. Dans ce cas, la durée de vie est limitée, inférieure à 103 ou 104 cycles.

Courbe d’endurance (normes NF A 03-401, NF A 03-402 et NF A 03-403) Les courbes d’endurance donnent le nombre de cycles à rupture N en fonction de l’amplitude de la contrainte σa pour une contrainte moyenne nulle. Ces essais sont souvent réalisés en sollicitation dite de flexion rotative qui, par exemple, représentent bien ce qui se passe sur un axe tournant. En coordonnées semi-logarithmiques, la courbe σa = f(N) est appelée courbe de Wolher, courbe d’endurance ou courbe S-N. Dans de nombreux cas, en particulier pour les aciers, ces courbes S-N présentent trois domaines (figure 1.57) : 71



et alliages

σmax (MPa) Rm

p = 50 % Courbe de dispersion p = 90 %

σD

p = 10 %

Nombre de cycles

Figure 1.57 – Courbe de Wohler.

– une zone de fatigue oligocyclique : sous l’effet des déformations plastiques les durées de vie sont faibles ; – une zone d’endurance limitée ; – une zone d’endurance illimitée ou zone de sécurité : pour des contraintes inférieures à la limite d’endurance σD, il n’y a plus de rupture. Cette limite d’endurance n’existe pas pour tous les matériaux. Par exemple, les alliages d’aluminium, de cuivre ou certains plastiques n’en présentent pas. Dans ce cas, on détermine arbitrairement une limite de fatigue à 107 ou 108 cycles. Il faut bien noter que la rupture par fatigue est un phénomène aléatoire. Les résultats d’endurance sont souvent dispersés. Il est donc important de réaliser plusieurs essais, souvent nombreux, de façon à déterminer l’écart type ou les courbes d’isoprobabilités de rupture (norme NF A 03-405).

Vitesse de fissuration (norme NF A 03-404) Il n’est pas toujours possible de fonctionner en toute sécurité en dessous de la limite d’endurance. Il est important dans ce cas de connaître la vitesse de propagation d’une fissure de fatigue. Si a est la longueur de la fissure et N le nombre de cycles, la vitesse de fissuration est donnée par da/dN. La présence de la fissure et sa longueur entraînent une concentration de contraintes ; il est donc logique de caractériser à chaque instant l’échantillon ou la contrainte en fond de fissure par le coefficient d’intensité de contraintes K. Or, ce coefficient varie au cours du cycle de fatigue entre Kmax et Kmin correspondant à une variation ΔK = Kmax – Kmin, soit ΔK = α πa ( σ max – σ min ) dans le cas de géométries simples. On est donc amené à tracer la courbe de vitesse de fissuration da/dN = f(ΔK). Les essais sont en général réalisés en traction-compression sur des éprouvettes de type compact. On suit en continu, soit visuellement sur le bord de l’éprouvette, soit par des moyens non destructifs (variation de potentiel électrique) la longueur de la fissure. En coordonnées logarithmiques, cette courbe de fissuration présente trois domaines (figure 1.58) : – pour les valeurs moyennes de ΔK, elle présente une partie linéaire da/dN = CΔKn (loi de Paris) ; 72



et alliages

n da

dN

Nonpropagation

Régime de Paris


A Rupture brutale

ΔKS nΔK

Figure 1.58 – Vitesse de fissuration.

– un seuil ΔKS en dessous duquel la vitesse de fissuration est nulle, qui correspond à la limite d’endurance ; – les valeurs élevées de ΔK pour lesquelles la vitesse de fissuration est très rapide : pour Kmax = Kc la rupture se produit au premier cycle. Par conséquent, deux domaines de fonctionnement possible apparaissent. En dessous de ΔKS, il s’agit d’un régime de sécurité absolue (industrie automobile). Dans la zone du régime de Paris, l’utilisation est possible sous réserve de contrôler la longueur de la fissure (industrie aéronautique). Pour les valeurs élevées de l’ordre de Kc, l’utilisation est impossible.

Mécanisme de rupture en fatigue L’examen d’une rupture de fatigue permet en général de distinguer trois zones : – La zone d’amorçage de la fissure, qui est une région de concentration de contraintes constituée de défauts préexistants, très souvent d’inclusions, ou de changement brusque de section. En l’absence de tels défauts, des bandes de glissement créent des amorces de fissures. – Une zone de propagation de la rupture de fatigue, d’aspect lisse et soyeux, sans déformation plastique apparente. Cette zone est souvent striée ; chaque strie peut correspondre à un changement de régime de fatigue (arrêt, démarrage) ou même à chaque cycle. – Une zone de rupture finale. La durée d’amorçage par rapport à la durée de vie totale de la pièce dépend des conditions de chargement. Sous de fortes amplitudes (oligocycliques), cette durée peut être de 10 % de la durée de vie. Sous de faibles contraintes au contraire, elle peut atteindre 90 %. L’amorçage se produisant sur des défauts, ceux-ci ont un rôle primordial sur la durée de vie. Les inclusions, défauts d’usinage, etc., peuvent diminuer considérablement les durées d’amorçage, donc les durées de vie du matériau. 73



Lorsque la fissure a suffisamment progressé, sa longueur est telle que l’on atteint une concentration de contraintes en fond de fissure entraînant une rupture brutale (K ≈ Kc), ce qui explique la zone de rupture finale.

Facteurs influençant la résistance à la fatigue Compte tenu des mécanismes évoqués ci-dessus, on comprendra que de nombreux facteurs agissent sur la résistance à la fatigue.


Pour les matériaux ayant une limite d’endurance σD bien définie, cette dernière augmente en général avec la résistance à la rupture Rm. Ainsi pour les aciers, dont la limite de rupture est inférieure à 2 000 MPa, on admet souvent la loi empirique : σD = 0,37Rm + 77 Cette relation expérimentale, valable à ± 15 %, ne doit être utilisée qu’avec précaution. Elle montre cependant qu’en fatigue, la limite de rupture ne dépasse pas 40 % de la résistance en statique.

Inclusions, structure et défauts Nous avons indiqué le rôle défavorable de défauts internes de type inclusions, précipités, retassures, etc., servant d’amorce de rupture. Ils sont d’autant plus dangereux, que leur taille est élevée. Par conséquent, des défauts de grande dimension, même isolés, peuvent entraîner des ruptures aléatoires dangereuses. L’amélioration de la résistance à la fatigue passe donc en premier lieu par la suppression des inclusions, des gros précipités et de toute anomalie due à la mise en œuvre (fonderie, forgeage, soudage, assemblage, etc.)

États de surface – contraintes Dans bien des cas, en particulier en flexion rotative, les fissures s’amorcent en surface. Il est donc d’abord important d’éviter toute amorce superficielle en soignant spécialement l’usinage. On peut aussi améliorer la résistance de cette surface, soit en la durcissant pour augmenter localement Rm, soit en la mettant en compression (voir ci-dessous). Cela explique les traitements de surface de type cémentation, nitruration, carbonitruration (durcissement + contraintes de compression) ou écrouissage superficiel, grenaillage, galetage (mise en compression).

Contrainte moyenne Le diagramme de Goodman (figure 1.59) met en évidence le rôle de la contrainte moyenne σm sur la résistance à la fatigue, c’est-à-dire la limite d’endurance. Deux points particuliers sont connus : – d’une part, le cas où σm = 0 correspondant à la courbe de Wolher (R = –1), – d’autre part, si σm = Rm, la rupture se produit à l’évidence pour cette valeur (R = 1). En première analyse, on admet des variations linéaires de la limite d’endurance entre ces deux points particuliers. Ce diagramme montre, en particulier, l’intérêt d’une contrainte moyenne de compression (R < –1) qui augmente la limite d’endurance. Cela explique les traitements de surface qui mettent en compression les zones superficielles d’amorçages. Par contre, il ne faut jamais oublier que cela entraîne des régions sous-jacentes en tension, dans lesquelles, au contraire, le comportement en fatigue est détérioré ; il faut donc s’assurer que ces dernières ne soient pas dangereuses ou sollicitées. 74



et alliages σm ± σa Rm


R=1

σD

R=0

σD

σm

Rm

σmin R= σmax

σm en tension σm en compression Figure 1.59 – Diagramme de Goodman.

Corrosion La superposition d’un phénomène de corrosion, sèche ou humide, augmente sensiblement la vitesse de fissuration et diminue l’endurance des métaux. Dans certains cas, cela peut être dû aux défauts créés par la corrosion (piqûres). Dans d’autres cas, on montre que le milieu corrosif accélère la propagation des fissures par effet électrochimique. Ces mécanismes sont souvent spécifiques et doivent donc être étudiés avec précaution. Sur le plan pratique, il faut cependant faire très attention aux phénomènes de superposition de fatigue et de corrosion (phénomène dit de fatigue-corrosion).

Température Tant que la température est inférieure à environ 0,3Tf, une augmentation de température conduit à une diminution de la résistance limite Rm, qui entraîne une baisse corrélative de la limite d’endurance (Tf est la température de fusion en K). Au-delà de cette température apparaît le phénomène de fluage qui se superpose à la fatigue et conduit alors à des mécanismes plus complexes, encore mal modélisés. En particulier, la fréquence peut jouer un rôle important. Nous n’aborderons pas ici ce point plus en détail.

Fréquence En général et en première approximation, la résistance à la fatigue est indépendante de la fréquence (flexion rotative). Cette remarque doit cependant être prise avec précaution. Elle peut être inexacte dans certains cas : – En fatigue-corrosion, le facteur temps contrôle le mécanisme de corrosion. La fréquence est donc en général importante. 75



et alliages

– En fatigue-fluage, il en est de même pour la composante de fluage. – Pour les fortes fréquences, il peut se produire, sous l’effet de frottements internes, des augmentations de température modifiant les caractéristiques du métal et donc sa résistance à la fatigue.

1.4.7 Fluage (norme NF A 03.355) À la température ambiante, une contrainte appliquée à un alliage met les dislocations en mouvement. Lorsque ces dislocations se multiplient et agissent les unes sur les autres, leur déplacement se trouvent limités jusqu’à cessation de la déformation plastique. C’est le mécanisme de consolidation que nous avons décrit précédemment. La température a pour effet d’augmenter la mobilité de ces dislocations à cause de l’agitation thermique. La diffusion permet d’autre part, en plus des glissements, des mouvements de montée des dislocations. Ainsi, les scissions de déplacement des dislocations sont plus faibles ; elles peuvent donc se mouvoir plus facilement pour s’annihiler en surface ou entre elles. Il s’établit alors un équilibre dynamique entre durcissement et adoucissement entraînant une déformation continue dans le domaine plastique. C’est ce que l’on appelle le comportement visco-plastique ou fluage.

Lois de fluage Le mécanisme de fluage est étudié, en général, en maintenant une éprouvette sous une contrainte de traction et à une température constante. Les courbes temps-déformation enregistrées (figure 1.60) font apparaître trois stades : – Au cours du fluage primaire, la vitesse de consolidation est plus importante que la vitesse d’adoucissement. La courbe présente une forme arrondie. – Au cours du fluage secondaire, l’équilibre entre la consolidation et l’adoucissement conduit à une vitesse de déformation ou de fluage constante. Cette vitesse augmente avec la contrainte et la température selon les relations expérimentales de la forme : n ⎛ dε ------⎞ = B σ ⎝ dt ⎠ II

σ u /o et

θc sa

Déformation ε

is ro

III

nt

III

III

II II II I

I I

Temps

Figure 1.60 – Courbes de fluage. 76



et alliages

Q ⎛ dε ------⎞ = C exp ⎛ – ---------⎞ ⎝ dt ⎠ II ⎝ RT ⎠ où B et C sont des constantes, n un exposant supérieur à 1 et Q est l’énergie apparente d’activation (Q est fonction du coefficient d’autodiffusion). Le fluage est donc un phénomène activé thermiquement. – Le fluage tertiaire, caractérisé par une augmentation de la vitesse de déformation, conduit rapidement à la rupture. En pratique, industriellement, le domaine utilisable est celui du fluage secondaire dont la


dε dt

A

Q RT

vitesse peut s’écrire : ------ = C exp – --------- . Les vitesses de fluage utilisables sont en général très faibles, pour permettre des durées de vie importantes. Les essais aux températures réelles de fonctionnement risquent d’être très longs ce qui explique le besoin d’extrapolation, en accélérant par exemple le

Q RT

dε dt

phénomène par augmentation de la température. En effet, la relation ------ = C exp – --------peut s’intégrer sous la forme :

Q ε = ε 0 + ⎛⎝ C exp – ---------⎞⎠ t RT soit

Q ε – ε 0 = ⎛ C exp – ---------⎞ t ⎝ RT ⎠ Cela signifie que pour une même déformation ε – ε 0 , le produit t ⎛ C exp – ---------⎞

⎝

Q est RT ⎠

constant ; c’est ce que l’on appelle la constante de Larson-Miller qui, en réalité, définit un équivalent temps-température. Elle peut d’ailleurs également s’écrire

ln t + C = m ----- , T

appelée relation de Larson-Miller. Cette règle d’extrapolation est souvent utilisée. Elle doit cependant l’être avec beaucoup de prudence, surtout lorsque les plages de température sont importantes. En effet, comme nous allons le voir, des variations de température peuvent entraîner des modifications des processus de fluage ; cela interdit toute extrapolation directe, en particulier si la chaleur d’activation Q est modifiée.

Mécanisme de fluage Les mécanismes de fluage sont différents selon le domaine de température rapporté à la température de fusion Tf en K. – Pour les températures dites basses, c’est-à-dire entre 0,3 et 0,5Tf, le mécanisme prépondérant est celui du glissement des dislocations. – Pour les températures intermédiaires, c’est-à-dire environ 0,5 à 0,7Tf, la diffusion est suffisante pour que les dislocations se déplacent aussi par montée. Le fluage sera donc lié au glissement et à la montée de ces dislocations. – Pour les hautes températures, c’est-à-dire supérieures à 0,7Tf, apparaît un nouveau mécanisme lié à la diffusion, appelé fluage de Herring-Nabarro (HN). Sous l’effet des contraintes, les lacunes diffusent des zones en tension vers les zones en compression ; cela introduit un flux de matière en sens inverse (figure 1.61), c’est-à-dire la déformation par fluage de l’échantillon. Ce dernier mécanisme est donc directement lié à la diffusion des lacunes, c’est-à-dire d’une part à la température, et d’autre part à la concentration de lacunes. Or, ces concentrations 77



et alliages σ0

Flux de lacunes

σ0 Figure 1.61 – Fluage de Herring-Nabarro.

en lacunes sont beaucoup plus importantes dans les joints de grains ; cela explique que ce fluage par diffusion de type HN se produise par déformation ou glissement au niveau de ces joints de grains, qui deviennent alors les principaux responsables du fluage. Ces remarques expliquent les procédés d’amélioration possibles de la résistance au fluage des alliages. – Dans tous les cas, on doit chercher à limiter le déplacement des dislocations. (glissement ou montée). Cela peut être obtenu par solution solide, par précipitation ou durcissement structural, sous réserve, bien entendu, que ces précipités restent assez stables et ne coalescent pas à la température d’utilisation. – À basse ou moyenne température, typiquement pour T < 0,7Tf, une structure à grains fins permet d’améliorer le blocage des dislocations (Loi de Hall-Petch) – À haute température, T > 0,7Tf, le fluage de HN devenant prépondérant, il faut au contraire éviter les joints de grains où se localise la déformation par fluage ; on recherchera donc une structure à gros grains, à la limite l’absence de grains en utilisant des monocristaux. On remarquera donc que le rôle des joints de grains dépend essentiellement de la température de fonctionnement. Remarque Pour l’ambiante ou les températures faibles, on admet que la consolidation est suffisante pour qu’il n’y ait pas de fluage. On admet pour situer les idées qu’en dessous de 0,3Tf, on peut ne pas tenir compte du fluage. Cette température est de l’ordre de 300 à 500 ˚C pour les aciers, bases nickel ou titane, mais peut descendre jusqu’à 50 à 80 ˚C pour les alliages d’aluminium.

1.4.8 Superplasticité Dans certaines conditions, des matériaux peuvent avoir un comportement superplastique. Ce comportement est caractérisé par des déformations à rupture extrêmement 78



importantes pouvant atteindre 1 500 à 2 000 %. Cependant, cela nécessite les conditions suivantes : – déformation à chaud, en général supérieure à 0,5Tf ou mieux 0,7Tf, – vitesse de déformation très lente, – structure à grains très fins. Très schématiquement, cette superplasticité n’est autre qu’un fluage très important. À l’inverse des cas précédents, on recherchera donc des températures élevées ; dans ce cas, le fluage diffusion devient important, ce qui conduit à une structure à grains très fins pour augmenter les déformations. Ces alliages superplastiques ont suscité un grand intérêt, car ils permettent des mises en forme très faciles pour des déformations considérables. Ils se sont cependant peu développés industriellement, l’inconvénient majeur étant les très faibles vitesses de déformation ; en effet, cette contrainte entraîne des productivités très basses. On trouve, par contre, des applications intéressantes dans le cas de fabrications de petite série, telle que l’aéronautique ; des pièces importantes sont réalisées en aluminium ou titane superplastiques.


A

1.5 Traitements thermomécaniques : écrouissage, recristallisation 1.5.1 Écrouissage Lorsqu’un métal a subi une déformation plastique, il est dit écroui (voir 1.4.1). Le niveau de déformation caractérise le taux d’écrouissage. Inversement, la mise en forme par déformation plastique entraîne nécessairement un stade d’écrouissage du métal plus ou moins important. Cette déformation plastique du métal introduit dans le réseau des défauts supplémentaires, principalement des dislocations, des lacunes et éventuellement macles. Le matériau ainsi écroui est donc caractérisé par une densité très élevée de dislocations, pouvant atteindre des valeurs de 108 à 1012 cm/cm3 et jusqu’à 0,05 % de lacunes. Cet état correspond, d’une part, à des caractéristiques de traction, limite d’élasticité ou résistance élevées ou très élevées ; il s’agit d’un durcissement par interaction des dislocations. D’autre part, l’augmentation du taux de lacunes entraîne une plus grande résistivité électrique. Ces propriétés sont utilisées pour augmenter ou régler les caractéristiques mécaniques des produits. Par exemple, dans le cas de fils d’aciers, des écrouissages très importants obtenus par tréfilage à l’ambiante permettent d’atteindre des résistances supérieures à 2000 MPa ; Ainsi, sont fabriqués les fils de renfort des pneumatiques à carcasse radiale. Autre exemple, des écrouissages résiduels faibles obtenus par déformation à moyenne température améliorent plus faiblement les caractéristiques mécaniques ; c’est un des aspects des traitements thermomécaniques. L’écrouissage provoque en plus une texture, c’est-à-dire une orientation préférentielle des différents grains. On comprend en effet que compte tenu des contraintes imposées lors de la déformation, les différents cristaux s’orientent de façon à ce que les directions de glissement soient parallèles à l’effort de traction. En réalité, la texture finale et son intensité dépendent à la fois de la structure cristalline du métal et du mode de déformation : laminage, tréfilage, etc. 79



1.5.2 Restauration. Recristallisation L’état écroui est évidemment un état métastable, le nombre de défauts introduits tels que dislocations ou lacunes étant très supérieur à sa valeur à l’équilibre. Par conséquent, une augmentation de température conduit au retour vers l’état stable ; cette évolution se fait selon plusieurs mécanismes en fonction de la température.

Restauration À relativement basse température, le phénomène de restauration consiste en un réarrangement et une diminution des défauts engendrés par l’écrouissage. La densité de lacunes diminue rapidement. En effet, la vitesse de diffusion des défauts ponctuels permet leur disparition, soit sur d’autres défauts (interstitiels, dislocations, joints de grains), soit sur des surfaces libres. Sous l’effet de la température, les dislocations sont plus mobiles. Elles s’éloignent les unes des autres, se redressent pour former des configurations plus stables. En général, elles s’organisent en réseaux formant des cellules polygonales. C’est ce que l’on appelle le phénomène de polygonisation. Ces cellules polygonales sont bien visibles en microscopie électronique. Parallèlement, au cours du phénomène de restauration, on observe une diminution de la résistivité électrique qui est presque entièrement restaurée. L’évolution des propriétés mécaniques peut être suivie par mesure de dureté ou de façon plus précise par mesure de la limite d’élasticité. Cette évolution dépend plus directement des défauts linéaires, c’est-à-dire des dislocations. Ainsi, en général, l’évolution des propriétés mécaniques n’est pas très importante au cours de la restauration.

Recristallisation Pour les plus hautes températures apparaît un nouveau phénomène de recristallisation, souvent appelé recristallisation primaire. Il s’agit d’un mécanisme de germination et croissance de nouveaux grains qui envahissent progressivement l’ensemble du métal. S’ils ont le même système cristallin, ils n’ont ni la même orientation, ni les mêmes limites que les grains d’origine. Par contre, les défauts dus à l’écrouissage, principalement les dislocations, sont éliminés. On retrouve donc le métal d’origine, à l’exception de la structure des grains, c’est-à-dire de leur taille et de la texture. Les germes de recristallisation sont liés aux défauts de la structure écrouie. Par conséquent, le nombre de germes augmente avec le taux d’écrouissage initial. La croissance des germes est un phénomène thermo-activé. Ces remarques expliquent que : – La recristallisation ne se produit qu’au-dessus d’un écrouissage minimum appelé écrouissage critique (figure 1.62), pour une température donnée. – Cet écrouissage critique diminue si la taille du grain initial diminue (figure 1.62). – La taille des grains recristallisés diminue si le taux d’écrouissage initial augmente. Cela est dû à l’augmentation du nombre de germes. – La recristallisation ne se produit qu’au-dessus d’une certaine température, appelée température de recristallisation. Cette température dépend étroitement du taux d’écrouissage. Par conséquent, le passage de la restauration à la recristallisation dépend à la fois du taux d’écrouissage initial et de la température. – Les impuretés, et en particulier les précipités limitent, par un phénomène d’ancrage, le déplacement des joints de grains, et servent de germes. Leur présence conduit donc à des grains plus fins. – Les éléments d’alliage, au contraire, augmentent la température de recristallisation. 80

1.5 Traitements thermomécaniques :

1 • Notions de métallurgie physique Taille de grain

écrouissage, recristallisation

εc pour grain φ1 1

εc pour grain φ0

φ1 < φ0

0

1

εc

0


εc

A

Taux d'écrouissage

Figure 1.62 – Écrouissage critique.

Par suite, sur le plan pratique, le mécanisme de recristallisation : – conduit à des grains grossiers, lorsque l’écrouissage initial est juste supérieur à l’écrouissage critique εc. Ce phénomène peut être dangereux dans certains cas. – inversement, des écrouissages importants, très supérieurs à l’écrouissage critique, entraînent un affinage de la structure. Ce mécanisme est souvent utilisé en pratique ; des opérations successives d’écrouissage-recristallisation permettent d’obtenir des structures plus fines. Cela constitue l’intérêt majeur des traitements thermomécaniques (TTM). En pratique, il faut cependant se méfier que des hétérogénéités de l’écrouissage ne conduisent pas en certains endroits à des grains grossiers, à cause d’un taux de déformation trop faible localement. – Les matériaux très purs peuvent donner lieu à de gros grains. La présence de précipités, par exemple nitrures ou sulfures dans les aciers, limitent ce phénomène. Par conséquent, après recristallisation, le métal retrouve les propriétés d’origine, limite d’élasticité, ductilité, résistivité électrique, à l’exception de l’action éventuelle de la variation de taille des grains et de texture.

Grossissement des grains. Recristallisation secondaire Une fois le métal entièrement recristallisé, s’il est maintenu à chaud, on assiste à un grossissement du grain qui n’est autre que le phénomène de coalescence déjà étudié (voir 1.34), dû à la diminution de l’énergie de surface des joints. Ce processus est quelquefois appelé recristallisation secondaire. Dans certains cas, on note des phénomènes brutaux de croissance de certains grains, appelés croissance exagérée, attribués à la formation de grains localement plus gros qui, atteignant une taille critique, augmentent très vite au dépens des plus petits. Il faut donc que la structure de recristallisation soit alors relativement hétérogène, par exemple lorsque des précipités ont pu bloquer la croissance de certains grains. De façon générale, cette troisième étape de la recristallisation entraîne une texture plus ou moins marquée et différente de celle résultant de la recristallisation primaire. Nous reviendrons sur ce point plus en détail. Pour résumer les trois étapes évoquées ci-dessus, la figure 1.63 schématise l’évolution des propriétés caractéristiques : 81


Restauration


Recristallisation

Croissance des grains A % = allongement

Rm = résistance Re = limite d'élasticité

ρ = résistivité

Température de recuit

Figure 1.63 – Évolution des produits des alliages métalliques lors de la restauration et de la recristallisation.

– la restauration par diffusion de lacunes permet principalement de récupérer la conductivité électrique, – la recristallisation primaire conduit à retrouver les propriétés mécaniques, la limite d’élasticité pouvant être améliorée si l’affinage du grain est notable, – le grossissement du grain, inversement, explique une diminution de cette limite d’élasticité.

1.5.3 Textures d’écrouissage et de recristallisation Nous avons indiqué que les opérations d’écrouissage et de recristallisation conduisaient à chaque étape à une texture particulière.

Texture d’écrouissage Les textures obtenues après écrouissage dépendent très directement du processus de déformation : forgeage, laminage, estampage, etc. Deux cas particuliers sont industriellement importants : le tréfilage pour la fabrication de fils et le laminage pour la fabrication de tôles. En résumé, dans ces cas, les textures dépendent du système cristallin.

Système CFC En tréfilage, la texture est caractérisée par une direction [100] ou [111] dans l’axe du fil. En laminage, on trouve encore deux textures, soit une texture dite laiton (110) [112], c’est-à-dire (110) dans le plan de laminage et [112] parallèle à la direction de laminage, soit une texture dite cuivre (123) [121].

Système CC La texture de tréfilage est de type [110]. En laminage, l’orientation est plus complexe mais avec, en général, une forte composante (100)[011]. 82


1.6 Corrosion et anticorrosion des métaux et alliages

Texture de recristallisation primaire La texture obtenue après recristallisation est en relation avec la texture d’écrouissage. Ces relations pourraient être dues soit à des relations d’orientation entre les germes de recristallisation et la matrice, soit à la croissance sélective de certains germes bien orientés. Les textures résultantes sont souvent assez complexes ou difficiles à interpréter. Par exemple, dans le cas des tôles minces en acier doux, on recherche à obtenir par laminage une texture (111)[110] qui est favorable aux opérations d’emboutissage. On a pu déterminer expérimentalement les conditions optimales d’écrouissage et de recristallisation (taux de laminage à froid, température de recuit) pour optimiser cette orientation. Aussi on est en mesure d’obtenir de telles textures plus ou moins parfaites facilitant les conditions de mise en forme.


A

Texture après recristallisation secondaire Après recristallisation secondaire, on obtient une nouvelle texture, différente de la précédente. De façon assez générale, ce phénomène est dû au fait que, selon les cas, des précipités ou inclusions inhibent ou favorisent la croissance de certains grains ayant une orientation particulière. Dans le cas des tôles Fe-Si pour applications magnétiques, on recherche une texture minimisant les pertes magnétiques. On a pu dans ce cas obtenir des textures de type (110) [001] par grossissement exagéré des grains en présence de précipités de MnS ; cette orientation est appelée texture de Goss. Dans d’autres conditions, il est possible d’obtenir une texture dite cubique (001) [100]. Les conditions d’obtentions industrielles de ces textures sont en général très pointues et couvertes par de nombreux brevets.

1.6 Corrosion et anticorrosion des métaux et alliages 1.6.1 Corrosion sèche On appelle corrosion sèche la réaction de corrosion d’un métal en présence d’un gaz, en général à haute température et en l’absence d’eau ou de liquide conducteur. Le gaz en question peut être l’oxygène ou l’air (O2 + N2), le soufre, mais aussi des halogènes (Cl, Br, I) ou des composés (CO, CO2, etc.). Dans de nombreux cas, le milieu corrosif est constitué d’oxygène (oxydation) ; nous traiterons donc ce problème compte tenu de son importance pratique, mais les mécanismes évoqués sont plus généraux et s’appliquent à tous les cas.

Considérations thermodynamiques Il peut y avoir réaction de corrosion ou d’oxydation si la réaction M + O2 → oxyde est possible. On montre en thermodynamique que ce n’est le cas que si l’enthalpie libre de formation de l’oxyde est négative. Or, il se trouve qu’en effet, pour la plupart des métaux, à l’exception des métaux nobles, cette enthalpie libre de formation est fortement négative à l’ambiante et jusqu’à des températures relativement élevées.

Cinétique de corrosion Lorsque la réaction de corrosion se produit, il y a formation d’oxyde à la place du métal. La plupart du temps, cet oxyde reste adhérent au métal ; ainsi la vitesse de corrosion peut être mesurée par la variation de poids de l’échantillon. 83

1.6 Corrosion et anticorrosion


des métaux et alliages

La cinétique d’oxydation dépend d’abord du rapport Δ du volume de l’oxyde au volume de métal correspondant (rapport de Pilling et Bedworth). Si la réaction d’oxydation s’écrit :

1 y M + ------- O 2 → --- M x O y x 2x ce rapport est alors :

M ox P M 1 Δ = ------------------× --M M P ox x avec Mox et MM, les masses molaires ou atomiques de l’oxyde et du métal et Pox et PM, les masses volumiques de l’oxyde et du métal. Si Δ < 1, le film d’oxyde ne peut pas recouvrir complètement le métal ; il ne forme donc aucune barrière avec le milieu corrosif. Par conséquent, la vitesse de corrosion est constante et égale à la vitesse de réaction : m = kt avec m, la variation de la masse de l’échantillon et t le temps. Il en est de même si l’oxyde n’est pas adhérent, ce qui est le cas s’il est liquide ou gazeux (oxyde de Mo). Si Δ est compris entre 1 et 2,5 environ, la couche d’oxyde est en général compacte et continue. Elle constitue une barrière entre le métal et le milieu corrosif. La corrosion ne peut alors se poursuivre que par diffusion dans cette couche, soit de métal vers l’extérieur, soit d’oxygène vers l’intérieur, soit les deux simultanément. Par exemple, dans le deuxième cas, la vitesse de corrosion est proportionnelle au flux d’oxygène. Or ce flux, selon la première loi de Fick, s’écrit :

dC Φ = –D -------- = dm -------dx dt avec C, la concentration en oxygène et x l’épaisseur de la couche (figure 1.64). Si C1 et C2 sont respectivement les concentrations d’oxygène à l’extérieur et à l’intérieur de la couche d’oxyde :

C1 – C2 dc ------- = – ------------------x dx soit :

k D (C 1 – C 2) dm - = -----0-------- = ----------------------------m x dt m C1

m = kt

m 2 = kt

C2

x t

Figure 1.64 – Diffusion au travers de la couche d’oxyde. Corrosion parabolique. 84




car x et m sont proportionnels, d’où :

mdm = k 0 dt 2

m = kt D (C – C ) P ox

1 2 - . avec k = 2 -----------------------------


Cela conduit à une loi parabolique. C’est le cas de très nombreux métaux, tels que fer, cuivre, etc. (figure 1.64). Si Δest très élevé, par exemple supérieur à 2,5 ou 3 ; le volume de l’oxyde est si important qu’il est soumis à de très fortes contraintes de compression et qu’il se fissure ou se décolle et n’est plus protecteur. La courbe de corrosion est alors accélérée sous forme d’une suite de paraboles souvent difficiles à prévoir.

Rôle de l’oxyde Le seul cas utilisable industriellement est celui de corrosion parabolique. Dans ce cas, la vitesse de corrosion dépend directement de k et donc de la différence de concentration en oxygène (C1 – C2) entre l’extérieur et l’intérieur de la couche. S’il y a une différence, c’est que l’oxyde n’est pas rigoureusement stœchiométrique. En effet, on constate sur les diagrammes d’équilibre que les oxydes peuvent exister dans une plage plus ou moins large de concentration en oxygène. Par conséquent, les oxydes dont les compositions peuvent varier fortement autour de la stœchiométrie permettent des gradients de concentration importants et par suite des vitesses de corrosion relativement élevées ; c’est le cas, par exemple des oxydes de fer, de cuivre, de nickel, etc. (figure 1.65). Au contraire, les oxydes très stœchiométriques entraînent des gradients et des vitesses d’oxydation faibles. Ils sont très protecteurs. C’est le cas des oxydes de chrome Cr2O3, d’aluminium Al2O3 et de silicium SiO2 (figure 1.65). Pour ces oxydes, les vitesses de corrosion sont très ralenties et peuvent suivre des courbes logarithmiques ou même asymptotiques. Ces remarques expliquent que les alliages, comme les aciers résistant à la corrosion sèche, contiennent des quantités plus ou moins importantes d’éléments d’addition Cr, Al et/ou Si.

Corrosion sèche des alliages Le problème de la corrosion sèche des alliages n’est pas toujours aussi simple. En effet, d’une part, les métaux constituants n’ont pas tous la même réactivité vis-à-vis du milieu corrosif, d’autre part, les vitesses de diffusion des différents métaux ne sont pas nécessairement identiques. Pour plus de simplicité, nous ne considérerons que le cas d’alliages binaires AB tels que A est l’élément de base et B le métal d’addition.

Cas où seul l’élément B s’oxyde (ou s’oxyde préférentiellement) Si la diffusion de l’oxygène est prépondérante, on constate une oxydation interne de l’alliage avec apparition de nodules d’oxyde de B à l’intérieur de la matrice A. C’est le cas par exemple d’oxydation interne du Si sous forme de SiO2 dans les alliages AgSi (figure 1.66a). Si la diffusion du métal B est rapide, on relève au contraire une couche d’oxyde de B à la surface. C’est le cas du chrome, de l’aluminium ou du silicium dans les aciers ; ces éléments oxydables ségrègent en surface en donnant des zones appauvries en souscouche (figure 1.66b). 85


10

20

30 L1 + L2

L1

1 800

1 538 °C

1 600

Oxygène atome (%) 50 55 61

40

1 597

1 523 °C

1 457 °C

1 371 °C (γFe)

Fe1 – xO

912 °C

1 000

Trans. magn. 580 °C

800 (αFe) 600 400

5

0

10

15

20

25

(a)

Fe2O3

1 200

682 °C

30

Oxygène poids (%)

2 300

0

10

20

30

Oxygène atome (%) 50 60

40

2 100

1 800 °C

1 700

1 660 °C < 1600 °C

Cr + Cr3O4 Cr2O3

1 900 1 863 °C

Cr3O4

Température (°C )

1 583 °C

1 390 °C 1 400

1 500 Cr + Cr2O3 1 300 (b)

L2 + O2

2 000

0


Fe3O4

Température (°C )


0 Cr

5

10

15

20

25

30

Oxygène poids (%)

Figure 1.65 – Oxydes stœchiométrique (Cr2O3) et non stœchiométrique (FeO).

86




Cas où seul l’élément A s’oxyde (ou s’oxyde préférentiellement). La couche superficielle est formée de l’oxyde de A. Si la vitesse de diffusion de l’élément B est importante, ce dernier se retrouve dans la couche d’oxyde ; c’est le cas des alliages Cu-Au (figure 1.66c). Dans le cas contraire, l’élément B se concentre en sous-couche entre le métal et l’oxyde. Cela se produit, par exemple, pour l’impureté cuivre dans les aciers ; cette dernière se concentre sous la calamine (figure 1.66d).


Cas où les deux éléments A et B sont oxydables

En général, si les deux oxydes formés sont insolubles, la pellicule est biphasée (figure 1.66e). Dans le cas contraire, on obtient une solution d’oxydes dont la composition dépend de celle du métal de base (figure 1.66f).

Influence de la température

On comprendra facilement que la température, qui intervient principalement par l’intermédiaire du coefficient de diffusion, puisse avoir une action très rapide. Elle est, en général, de la forme exp(–Q/RT). Il s’agit donc d’un phénomène activé thermiquement.

1.6.2 Corrosion humide ou électrochimique Le terme corrosion humide couvre tous les cas de corrosion par un milieu liquide conducteur. Ce peut être de l’eau, toute solution d’acide, de base ou autres.

Diffusion O

Diffusion métal oxyde SiO2

zone déchromée

Oxydation interne

L'élément d'addition est le plus oxydable

Fe - Cr

Ag - Si (a) Au Cu2O

Cu - Au

(b) Fe3O4 Cu

L'élément d'addition est le moins oxydable

Fe - Cu (c)

Cu2O + NiO

(d)

(Ni, Co)O

(e)

Les deux composants sont également oxydables

(f)

Figure 1.66 – Oxydation des alliages. 87




Potentiel d’électrode Supposons que l’on plonge un métal M dans un électrolyte ; des ions Mn+ passent en solution selon une réaction du type : M → Mn+ + ne–. Cependant, cette réaction s’arrête rapidement car le métal se charge en électrons e– et la solution en ions Mn+. Il se forme donc à l’interface métal-solution une double couche, constituée de deux couches de signe contraire. Il se crée donc un potentiel électrique entre le métal et la solution, appelé potentiel d’électrode. Il n’est pas possible de mesurer directement ce potentiel car cette mesure implique l’utilisation d’une sonde métallique qui à son tour introduit une double couche et donc un potentiel inconnu. Il est donc mesuré en valeur relative par rapport à une référence constituée en général par une électrode au calomel saturé ECS. Ce potentiel est donc souvent indiqué EECS (en volts). Si l’on fait varier par un moyen extérieur le potentiel entre l’électrode et la solution, il va s’établir un courant. Suivant le sens du courant, cela conduit soit à la dissolution du métal, soit à son dépôt sur l’électrode. On pourra ainsi tracer la courbe courant-tension de l'électrode appelée courbe de polarisation (figure 1.67).

;;; ;;; ;;;;; ;;;;; ;;;;; ;;;;; ;;;;; ~

I

V

M

ECS

EA

EECS

Figure 1.67 – Courbe de polarisation.

Réactions anodiques et cathodiques. Courbes courant-tension Pour en revenir au problème de corrosion qui nous intéresse, tout mécanisme de corrosion humide correspond au passage des atomes du métal dans la solution sous forme d’ions, c’est-à-dire à la réaction : M → Mn+ + ne–. 2+ Pour le fer par exemple : Fe → Fe + 2e–. De façon très générale (1) : Réd → Ox + ne–. Cette réaction ne peut pas se produire seule ; en effet, elle conduirait à une accumulation de charges négatives dans le métal. Par conséquent, pour que le métal reste neutre, il faut qu’il se produise simultanément une réaction consommant les électrons formés : En milieu acide, c’est : 2H+ + 2e– → H2 ; En milieu neutre : O2 + 2H2O + 4e– → 4OH– ; 88




ou toute autre réaction de réduction du type (2) : Ox + ne– → Réd. Par conséquent, tout phénomène de corrosion humide nécessite l’existence simultanée de deux réactions : l’une du type (1) anodique, l’autre de type (2) cathodique. De même que précédemment, il existe pour chacune de ces réactions une courbe courant/tension ou courbe de polarisation dans un diagramme E-I ; elles sont appelées respectivement courbe anodique et courbe cathodique (figure 1.68).


L’intensité du courant est directement proportionnelle à la vitesse de réaction ; pour la courbe anodique, c’est donc la vitesse de corrosion. On notera d’ailleurs, que compte tenu du rôle de la surface de l’électrode, cette vitesse est exprimée en densité de courant, c’est-à-dire en A/cm2. Pour que le métal reste neutre, il est nécessaire que la quantité d’électrons fournie par la réaction anodique soit égale à celle consommée par la réaction cathodique. Par conséquent, l’état d’équilibre est défini par le point tel que les courants anodique et cathodique soient opposés ; cela correspond aux conditions de corrosion naturelle, c’est-à-dire au courant Icor et au potentiel Ecor appelés respectivement courant et potentiel de corrosion libre (figure 1.68). Ces caractéristiques peuvent aussi, évidemment, être obtenues par l’intersection de la courbe anodique et de la symétrique par rapport à l’axe des abscisses de la courbe cathodique (figure 1.68). Par conséquent, s’il n’y a pas d’autre intervention (corrosion libre), le potentiel du métal s’établit naturellement à la valeur Ecor. La vitesse de corrosion libre ou naturelle est alors proportionnelle au courant Icor ; elle est donc d’autant plus grande que cette dernière est élevée. À l’inverse, si l’on impose au métal un potentiel différent, par exemple par une source de courant extérieur, le courant de corrosion est modifié et s’arrête pour la valeur correspondant au potentiel imposé. Nous reviendrons sur ce point.

I IK

A no

d iqu

e

Icor

Ecor EA

Ca

th o

diq

EECS

ue

Figure 1.68 – Courbes courant-tension. 89




Tracé des courbes courant-tension Les courbes courant-tension élémentaires, anodique ou cathodique, sont rarement directement accessibles. En effet, dans la réaction de corrosion définie ci-dessus, les deux processus anodique et cathodique se produisent sur la même électrode et ne peuvent donc pas être dissociés. On peut, par contre, déterminer expérimentalement la courbe globale donnant le courant total en fonction du potentiel du métal. Cette courbe (figure 1.69) n’est autre que la somme des deux courbes anodique et cathodique. Le potentiel de corrosion libre correspond donc au point de courant nul de cette courbe. On montre en thermodynamique que les courbes courant-tension anodique et cathodique sont de la forme :

αE ln I a = ln K 1 + -------RT βEln I b = ln K 2 + -------RT

avec K1 et K2, α et β, des constantes. Par conséquent, dans un diagramme (lnI, E) les courbes anodiques et cathodiques sont des droites appelées droites de Taffel qui sont les deux asymptotes de la courbe globale courant-tension que l’on peut tracer. On peut ainsi remonter aux courbes anodique et cathodique et, si nécessaire, retrouver les conditions de corrosion libre (figure 1.69).

Protection contre la corrosion

Les considérations précédentes permettent donc de définir les conditions de corrosion libre ou naturelle et la vitesse de corrosion proportionnelle à Icor. Pour améliorer la résistance à la corrosion ou protéger un métal, il faut donc diminuer et si possible annuler la valeur de Icor. Pour ce faire, trois méthodes peuvent être utilisées.

Protection cathodique

Sur les courbes courant-tension évoquées ci-dessus, il est possible de déplacer le point de fonctionnement en imposant un potentiel donné entre le métal et la solution. Soit EA le potentiel de courant nul de la courbe anodique (figure 1.68). Si l’on impose un potentiel voisin ou égal à EA, le courant anodique, c’est-à-dire la vitesse de corrosion est très faible ou nulle. Tel est le principe de la protection cathodique. Sur le plan pratique, on dispose une contre-électrode dans le milieu corrosif. Une génératrice électrique impose alors un potentiel voisin de EA en tout point de la pièce à protéger ce qui conduit à débiter un courant IK (figure 1.68). Cette méthode est souvent utilisée pour protéger des installations industrielles de géométrie assez simple, comme les plates-formes off-shore, les barrages d’écluse en eau de mer, les canalisations, etc. Elle nécessite cependant des calculs ou des essais précis pour s’assurer que toutes les parties de la structure à protéger sont bien au potentiel convenable. L’utilisation de la protection cathodique nécessite des compétences et des certifications des agents précisées par les normes NF A 05-690 et NF A 05-691 Remarque On parle ici de protection cathodique, car le potentiel EA visé est toujours plus négatif, c’est-àdire plus cathodique que le potentiel de corrosion libre Ecor.

90




Ta f

fe l

an

od

iq

ue

n I

Dr


oi

te

de

A iqu

o Dr

Icor

ite

d

Ecor

fe af eT

lc

at

e

d ho

EECS

Figure 1.69 – Droites de Taffel.

Protection par anode sacrificielle Dans de nombreux cas, l’utilisation d’anodes inertes et d’une source de courant extérieure est très difficile. L’idée est alors de créer in situ le courant nécessaire à la protection en couplant le métal à protéger à un autre métal « moins noble ». En effet, soit par exemple du fer, dont les conditions de corrosion libre sont EFe et IFe à l’intersection des courbes anodiques et cathodiques (figure 1.70). Le zinc, métal moins noble que le fer, a une courbe anodique située à gauche de celle du fer. Son point de fonctionnement en corrosion libre correspondra aux conditions EZn et IZn (figure 1.70). Si l’on couple le fer au zinc par une liaison électrique, le potentiel du fer sera égal à celui du zinc, soit EZn. En réalité, le potentiel commun s’établit à une valeur intermédiaire entre EFe et EZn selon les surfaces relatives des deux électrodes. Pratiquement, le potentiel de fonctionnement du fer est abaissé et amené à une valeur proche de EA. Ainsi, la vitesse de corrosion du fer est fortement abaissée ou annulée. Inversement par contre, la vitesse de corrosion du zinc, proportionnelle à IZn, reste élevée ; l’anode de protection est donc fortement attaquée, d’où le terme d’anode sacrificielle. Ce type de protection galvanique consiste donc à relier le produit à protéger à une anode en métal moins noble de surface suffisante. La figure 1.71 précise l’échelonnement galvanique des différents métaux dans l’eau de mer ou l’eau douce à 25 ˚C. Elle explique que le fer soit protégé par le zinc, d’où la galvanisation. On notera aussi que le cuivre est protégé par le fer.

91




–

I 2+

→ Zn

Zn

e +2

–

2+

→ Fe Ca

th o

diq

Fe

e +2

ue

EA

EECS

Figure 1.70 – Galvanisation.

Eau de mer Graphite E

Au

Cu Ni

Pb Sn

Fe Inox

Zn Al

Mg

Figure 1.71 – Échelle galvanique.

Cependant, l’échelonnement ci-dessus peut être différent dans d’autres milieux et il peut même y avoir des inversions. C’est le cas par exemple entre le fer et le zinc dans l’eau à 70 ˚C. Par conséquent, les tuyaux galvanisés ne sont plus protégés dans l’eau chaude. Cette méthode est en pratique très utilisée. C’est le cas de la galvanisation des aciers et des fontes, tôles galvanisées, tôles automobile, de la protection des tuyauteries enterrées, du fer blanc, etc. On rappelle seulement que cette protection reste efficace tant que l’anode sacrificielle n’est pas complètement consommée. Remarque Le phénomène inverse, bien entendu, conduirait à une accélération de la corrosion naturelle. Par exemple, le couplage de cuivre à de l’acier entraîne une destruction plus rapide du second ; c’est ce que l’on appelle la corrosion par couplage galvanique, qui peut entraîner des accidents graves.

Passivité Dans certains cas, il se trouve que pour un domaine de potentiel plus ou moins large, le métal se recouvre, en cours de corrosion, d’une couche stable, appelée couche passive. Cette couche va alors servir de barrière protectrice entre le métal et le milieu corrosif ; son effet sera donc d’abaisser fortement la vitesse de réaction anodique, c’est-à-dire le 92




courant anodique IA (figure 1.72). Ainsi, apparaît sur la courbe anodique un domaine dit de passivité. I


A

E Activité

Passivité

Transpassivité

Figure 1.72 – Passivité.

Si le point de fonctionnement en corrosion libre, c’est-à-dire l’intersection des courbes cathodique et anodique, se trouve dans le domaine passif, la vitesse de corrosion est fortement diminuée sans toutefois être nulle, et le métal peut être utilisé en pratique. Il faut noter cependant que si le point de fonctionnement est en dehors du domaine de passivité, la résistance à la corrosion disparaît. On notera aussi que ce point dépend de la réaction cathodique, c’est-à-dire du milieu corrosif. Par conséquent, le phénomène de passivité est lié aux caractéristiques de la corrosion ; par exemple, le fer est passif en présence d’acide sulfurique concentré et n’est plus résistant dans le même acide dilué. La dernière question est donc de prévoir l’existence du domaine passif et son étendue. Pour ce faire, les diagrammes de Pourbaix précisent dans un système potentiel-pH les domaines de passivité et de corrosion ou activité (figure 1.73). Elles ont toujours plus ou moins la forme indiquée, mais l’étendue des différents domaines varie fortement d’un métal ou d’un alliage à un autre. Ce phénomène de passivité est très important. Il est utilisé industriellement pour réaliser des alliages résistant à la corrosion humide ; c’est le cas par exemple des aciers inoxydables, de l’aluminium ou du titane. Remarque Les remarques précédentes montrent que si l’on se situe dans un domaine de corrosion, une augmentation du potentiel peut, dans certains cas, permettre de passer dans le domaine de passivité, c’est-à-dire protéger le métal. C’est ce que l’on appelle la protection anodique.

93




E

Passivation

Corrosion O

Immunité

1

2

7

8

Figure 1.73 – Courbes de Pourbaix.

94

pH

B Alliages ferreux ALLIAGES FERREUX

B

95

96

2.1 Définitions

2 • Introduction

2 • INTRODUCTION

B ALLIAGES FERREUX

Michel Colombié

2.1 Définitions Les alliages à base de fer, à de rares exceptions près, contiennent tous du carbone comme élément d’alliage et en proportions diverses. Ainsi, les aciers titrent moins de 2 % de carbone ; les fontes, au contraire, contiennent plus de 2 % de carbone. Dans ces deux cas peuvent être ajoutés d’autres éléments d’alliage en quantités très diverses, sous réserve que l’élément fer reste le plus important. Cette limite de 2 % correspond pratiquement à l’extrémité du palier eutectique γ-Fe3C du diagramme fer-carbone (figure 2.1). Ainsi, tout au moins à l’équilibre, les aciers se solidifient sans apparition d’eutectique c’est-à-dire en l’absence de carbures Fe3C primaires. Inversement les fontes contiennent toujours de tels carbures formés à haute température. De même dans les aciers, les carbures pourront toujours être dissouts dans le domaine γ monophasé, à l’inverse des fontes. Dans un souci de clarté destiné à faciliter le choix des utilisateurs, les différentes familles d’aciers ont été classées en fonction de deux critères, l’un de composition et l’autre de niveau de qualité1. Ainsi, distingue-t-on (figure 2.2) : – selon l’analyse chimique : les aciers non alliés – ≤ 1 % d’alliage –, peu alliés – teneur de chaque élément d’alliage ≤ 5 % – et très alliés (cette dernière distinction n’est pas normalisée) ; – selon le niveau de précision et de sévérité apporté aux garanties des propriétés d’usage : les aciers de qualité et spéciaux. Les aciers spéciaux sont constitués des quatre familles suivantes : – les aciers de construction utilisés en particulier en construction mécanique, pour la réalisation de machines ou de mécanismes très varié ; ils peuvent être alliés ou non alliés ; à cette famille ont été associés les aciers pour appareils à pression ; – les aciers à outils choisis pour la fabrication de tous les outillages : usinage, mise en forme… ; ils sont non alliés ou alliés ; – les aciers inoxydables résistant à la corrosion et toujours très alliés ; leur ont été associés les aciers réfractaires ; – les aciers spéciaux divers. Les fontes sont classées uniquement selon leur structure micrographique et plus précisément celle du carbone ou des carbures précipités : Fonte à graphite lamellaire, à graphite sphéroïdal, Fontes blanches, etc.

1. Norme Afnor NF EN 10-020.

97

2.1 Définitions

2 • Introduction

Figure 2.1 – Diagramme Fe-C.

Figure 2.2 – Principales classes d’aciers. 98

2 • Introduction


2.2 Désignation des aciers (NF EN 10027) Les aciers sont désignés selon deux systèmes équivalents, étant entendu qu’il existe une relation bi-univoque entre chacune de ces désignations.

2.2.1 Désignation symbolique des aciers (NF EN 10027-1)

Aciers désignés à partir de leurs applications et de leurs caractéristiques mécaniques

B ALLIAGES FERREUX

– Une lettre précise le domaine d’application : S = acier de construction, P = acier pour appareil à pression, L = acier pour tubes, E = acier de construction mécanique, etc. – Une valeur numérique indique soit la limite d’élasticité, soit une propriété physique garantie. – Éventuellement d’autres symboles donnent d’autres propriétés ou les conditions de fabrication. Exemple S 355 N état normalisé Re ≥ 355 MPa acier de construction L 460 M L résilience basse température traitement thermo-mécanique Re ≥ 460 MPa acier pour tubes

Remarque L’ancienne désignation française (NFA 02.025) utilisait des symboles précisant eux aussi selon les cas les domaines d’utilisation et/ou les principales caractéristiques du produit : S355N, ancienne désignation : E355R P235GH, ancienne désignation : A37FP

Aciers désignés selon composition Aciers non alliés avec Mn < 1 % Ils sont désignés par la lettre C suivie de la teneur en carbone multipliée par 100. Exemple C35 = acier avec une teneur en carbone de 0,35 %.

Aciers non alliés avec Mn > 1 % ou aciers peu alliés dont aucun élément n’est supérieur à 5 %

Un premier chiffre précise la teneur en carbone multipliée par 100. Les lettres suivantes, selon les abréviations chimiques, indiquent dans l’ordre de concentration les principaux éléments d’alliage. Le ou les chiffres suivants donnent leur teneur multipliée par 4 ou 10, etc., selon les familles précisées au tableau 2.1. 99

2 • Introduction


Tableau 2.1 – Coefficient multiplicateur des éléments d’alliage pour les aciers peu alliés.

Norme

Éléments d’alliage

Coefficient multiplicateur

EN ex NF A

Cr, Co, Mn, Ni, Si, W C, K, M, N, S, W

4

EN Ex NF A

Al, Be, Cu, Mo, Nb, Pb, Ta, Ti, V, Zr A, Be, U, D, Nb, Pb, Ta, T, V

10

EN

N, S, P, Ce

100

EN

B

1 000

Exemples – 10 Cr. Mo 9 – 10 = acier peu ou non allié titrant 0,10 % de carbone, 9/4 soit 2,25 % de chrome et 10/10 soit 1 % de molybdène. – 100 Cr 6 = acier peu ou non allié titrant 1 % de carbone et 1,5 % de chrome.

Aciers très alliés dont au moins un élément à une teneur supérieure à 5 % Une première lettre X est suivie de la teneur en carbone multipliée par 100. Les lettres suivantes précisent les principaux éléments d’alliages suivies de leurs teneurs en pourcentage. Exemple X 6 Cr Ni 18.9 = acier très allié titrant 0,06 % de carbone, 18 % de chrome et 9 % de nickel.

Aciers rapides Les aciers rapides sont désignés par le symbole HS suivi de trois ou quatre chiffres donnant dans l’ordre les concentrations en pourcentage des éléments W, Mo, V, Co. Exemple HS 6-5-2 = acier rapide contenant 6 % de tungstène, 5 % de molybdène, 2 % de vanadium, 0 % de cobalt.

Remarque L’ancienne dénomination française, à l’exception des aciers rapides, était basée sur les mêmes règles si ce n’est que les symboles utilisés pour les éléments d’alliage n’étaient pas ceux de la chimie mais s’en approchaient plus ou moins ; d’autre part, le symbole X était remplacé par Z : 35NiCrMo16, ancienne dénomination : 35NCD16 ; X6CrNi18-12, ancienne dénomination : Z6CN18-12.

2.2.2 Désignation alphanumérique des aciers (NF EN 10027-2) Ces mêmes aciers peuvent être désignés par 5 chiffres : – le chiffre 1 précise qu’il s’agit d’un acier ; – un nombre à deux chiffres indique le groupe de l’acier défini selon le type d’acier, sa composition, son usage, etc. – un numéro d’ordre actuellement à deux chiffres. 100

2.3 Désignation des fontes (NF EN 1560)

2 • Introduction

Exemple : X5CrNi19-10 = 1.4308, avec 1. = acier, 43 = acier inoxydable avec Ni < 2,5, sans Mo, Nb et Ti, 08 = numéro d’ordre.

2.3 Désignation des fontes (NF EN 1560) Les fontes sont classées selon leur structure micrographique et sont aussi désignées selon deux systèmes équivalents (voir chapitre 7 sur les fontes).

B ALLIAGES FERREUX

2.4 Inconvénients et avantages Les alliages ferreux définis ci-dessus présentent, par rapport aux autres matériaux, métalliques ou non, deux points faibles : – la densité du fer, de l’ordre de 7,8, est relativement élevée. Ceci conduit donc souvent à des structures plus lourdes pouvant être un inconvénient pour certaines applications telles que l’aéronautique par exemple. Ainsi s’explique la concurrence des alliages d’aluminium, de titane ou des matériaux composites. – leur résistance à la corrosion, même à la corrosion atmosphérique, est, sans autre précaution, relativement médiocre ; le fer « rouille ». Cependant, de nombreuses solutions ont été développées pour résoudre ce problème. Des revêtements, tels que galvanisation, peinture, aluminisation…, améliorent considérablement le comportement des alliages ferreux. Surtout, les aciers inoxydables ont des résistances à la corrosion exceptionnelles, au prix d’additions d’éléments d’alliage. Inversement, les alliages ferreux possèdent trois caractéristiques très favorables et largement utilisées : – leurs propriétés mécaniques sont élevées en conservant, toutes choses égales par ailleurs, une bonne ténacité. Pour cette raison, ce sont, en général, des matériaux très sûrs pour la réalisation de structures fortement sollicitées. – leur module d’élasticité est très élevé comparé à celui des autres matériaux (tableau 2.2). Ceci permet la construction de structures rigides, c’est-à-dire présentant de faibles déformations sous l’effet des contraintes. – de façon générale, le prix des alliages ferreux, et tout particulièrement celui des aciers au carbone, est relativement faible. Ce sont des produits économiques. Tableau 2.2 – Ordre de grandeurs des caractéristiques mécaniques de quelques matériaux, comparées à celles des aciers.

Acier ordinaire Acier haute caractéristique Alliage aluminium

R MPa

Re MPa

Module MPa

d

E/d GPa

300/1 100

200/900

210 000

7,8

27

210 000

7,8

27

1 100/1 800 1 000/1 700 200/650

50/550

77 000

2,8

27

Titane

1 200

1 100

105 000

4,5

23

Composite C/Ep

1 400

130 000

1,56

32 101


2 • Introduction

On comprend donc qu’en pratique, pour une application donnée, il soit nécessaire d’associer ces différentes propriétés pour déterminer l’optimum technicoéconomique. À titre d’exemple, le tableau 2.3 montre la position relative des alliages ferreux par rapport à d’autres matériaux, dans le cas d’une pièce dont la fonction est de résister à un effort axial en prenant comme base de référence des tôles en acier ; les deux indices de prix et de poids permettent de situer les différents matériaux. On notera que les aciers ne sont concurrencés par les produits plus légers, tels que l’aluminium, le titane ou les composites, qu’au prix de surcoûts notables, c’est-à-dire dans les cas où le gain de poids peut-être largement valorisé – aéronautique, spatial. Inversement, les ciments ou bétons moins chers entraînent des structures beaucoup plus lourdes et ne se développent que si la contrainte poids n’a pas d’importance. Les aciers présentent, en général, un compromis favorable dans un large domaine d’applications. On notera, au passage, l’intérêt du matériau bois. Ces quelques remarques expliquent que les aciers ou alliages ferreux soient de très loin les plus utiliser en tonnage. La figure 2.3 indique l’évolution en millions de tonnes de la

Tableau 2.3 – Indices de prix et de poids de différents matériaux pour résister à un effort axial. Sens axial à résistance égale Indice prix

102

Indice poids

Acier ordinaire

1

1

Acier inox

3,5

0,70

Alliages Al

4,43

0,50

Alliages Ti

22,94

0,25

Ciment : – compression – traction

0,4 3,33

6,50 58

Céramiques : – compression – traction

3,39 30,60

0,06 0,52

Plastiques : – polyester – polycarbonate

5,05 9,90

1,62 1,04

Composites : – fibres carbone – fibres verre

11,10 2,83

0,06 0,23

Bois : – sens long – sens travers

0,55 12,40

0,29 6,50


2 • Introduction

Average growth rates % per annum Years 1970-75 1975-80 1980-85 1985-90 1990-95 1995-00 2000-03

World 1.6 2.2 0.1 1.4 –0.5 2.4 4.4

1 000

900

B ALLIAGES FERREUX

Year World 1970 595 1975 644 1980 717 1985 719 1990 770 1995 752 1996 750 1997 799 1998 777 1999 789 2000 848 2001 850 2002 902 2003 965

800

700

600

500

400

300

200

100

0 1950

1960

1970

1980

1990

2000

Figure 2.3 – Évolution en millions de tonnes de la production mondiale d’acier.

production mondiale d’acier depuis la fin de la deuxième guerre mondiale. On notera sa très forte croissance directement corrélée au développement industriel général pour atteindre au niveau mondial le milliard de tonne.

103

2 • Introduction

104

2.4 Incon vénients et avantages

3.1 Introduction

3 • Aciers d’usage général

3 • ACIERS D’USAGE GÉNÉRAL

ALLIAGES FERREUX

B Guy Murry

3.1 Introduction L’expression « aciers d’usage général » ne fait l’objet d’aucune définition normalisée ; les développements des techniques de la sidérurgie, dite autrefois lourde, qui produisait ces aciers, ont contribué à rendre plus floues encore les limites d’emploi de cette formule. Le lecteur devra donc conserver présentes à l’esprit les indications que l’on tente de donner ci-après en essayant de préciser à quels aciers peut être appliquée cette désignation.

3.1.1 Tentative de définition des aciers d’usage général Si l’on essaie de se référer à la norme NF EN 10020 (remplaçant la norme NF A 02-025) qui définit et classe les nuances d’aciers, on peut dire que le groupe des aciers d’usage général est constitué à la fois par des aciers de base, surtout par des aciers de qualité, et parfois par des aciers spéciaux non alliés, ce qui conduit à considérer, dans chaque cas, les principaux éléments caractéristiques de chaque type.

Aciers de base Ils présentent les caractéristiques suivantes : • il n’y a pas de prescription concernant la qualité ; • aucun traitement thermique n’est prescrit, à l’exception du recuit (détente, adoucissement ou normalisation) ; • la résistance minimale est ≤ 690 MPa ; • la résilience KV en long à + 20 °C est ≥ 27 J ; • les teneurs maximales en soufre et en phosphore sont ≤ 0,045 % ; • la teneur maximale en carbone est ≤ 0,10 % ; • il n’existe pas de prescription concernant les éléments d’alliage.

Aciers de qualité Leurs caractéristiques sont les suivantes : • aucun traitement thermique n’est prescrit, à l’exception du recuit (détente, adoucissement ou normalisation) ; • il n’y a pas de prescription concernant la pureté inclusionnaire ; • il y a possibilité de prescriptions particulières quant à la résistance à la rupture fragile, l’aptitude à la déformation ; 105


3.1 Introduction

• lorsqu’ils sont alliés, ces aciers de qualité peuvent comporter des additions d’éléments d’alliage dans les limites suivantes (pour les principaux éléments1) : Mn ≤ 1,8 % Cr ≤ 0,5 % Ni ≤ 0,5 % Mo ≤ 0,1 % Cu ≤ 0,5 % Nb ≤ 0,08 % V ≤ 0,12 %.

Aciers spéciaux Ils ont les caractéristiques suivantes : • généralement, ils apportent une réponse régulière aux traitements thermiques ; • il existe avec eux des possibilités de prescriptions particulières quant à : – l’état inclusionnaire, – les teneurs maximales en soufre et phosphore, – la résistance à la rupture fragile, – la soudabilité, – la formabilité à froid : emboutissage, frappe, extrusion, tréfilage… In fine, on peut dire que les aciers d’usage général sont des aciers qui possèdent leurs caractéristiques d’emploi à la sortie de l’usine du producteur, et n’exigent pas l’exécution d’un traitement thermique comportant trempe et revenu pour les acquérir 2.

3.1.2 Classement des produits Les aciers d’usage général, étant livrés prêts à l’emploi, le sont donc sous des formes géométriques correspondant aux besoins des utilisateurs et que l’on peut définir comme suit, selon la norme NF EN 10079, laquelle a remplacé la norme NF A 40-001.

Produits plats Leur section droite est presque rectangulaire, la largeur étant très supérieure à l’épaisseur. Parmi eux, on distingue : • Les produits plats laminés à chaud non revêtus comportant : – les tôles minces (épaisseur < 3 mm) ; – les tôles fortes (épaisseur ≥ 3 mm) ; – les larges plats (épaisseur > 4 mm, largeur > 150 mm, livrés à plat) ; – les bandes livrées en bobines (large bande à chaud si la largeur est ≥ 600 mm, feuillard à chaud si la largeur est < 600 mm). • Les produits plats laminés à froid non revêtus (obtenus par une réduction de section supérieure à 25 % réalisée par laminage à froid de produits préalablement laminés à chaud) comportant : – les tôles (largeur > 600 mm) ; – les bandes livrées en bobines (large bande à froid si la largeur est ≥ 600 mm, feuillard à froid si la largeur est < 600 mm).

Produits longs laminés à chaud Ce sont les produits suivants : • les fils machine, produits de dimension nominale supérieure à 5 mm enroulés à chaud en couronnes à spires non jointives ; • les barres : ronds, carrés, hexagones, octogones, plats ;

1. Pour le détail voir la norme NF EN 10020. 2. Il faut toutefois exclure du champ d’application de cette définition, les « barres en acier de construction livrées à l’état trempé et revenu » définies par la norme NF A 35-555, qui sont réalisées en aciers spéciaux et sont destinées à des constructions mécaniques.

106



• les profilés laminés à chaud : rails, palplanches, pieux, poutrelles et autres profilés (cornières, U, T, plats à boudin) ; • les profilés soudés ; • les profilés longs formés à froid ; • les produits tubulaires.

Produits spéciaux

Ils sont destinés à des emplois particuliers ou à subir des transformations ultérieures. Ils comportent :

B ALLIAGES FERREUX

• les armatures passives pour le béton : barres droites ou couronnes à surface lisse, crénelée ou nervurée ; • les palplanches : laminées à chaud ou profilées à froid ; • le matériel de voies ferrées : rails, traverses, éclisses… ; • les profilés à froid formés par pliage ou en continu de produits plats ; • le fil machine : produit à section droite circulaire, ovale, carrée, rectangulaire, hexagonale ou autre, à surface lisse et livré en couronnes enroulées à chaud ou à spires non rangées. Il est généralement destiné à subir une transformation ultérieure (tréfilage mais aussi forgeage à chaud et formage à froid).

Éléments à prendre en compte

Cette classification se recoupe avec la prise en compte des éléments suivants : • Les conditions de mise en œuvre qui conduisent à définir les produits ci-dessous : – tôles en aciers soudables pour formage à froid, – tôles et feuillards pour emboutissage ou pliage à froid, – barres et fils machine destinés à l’étirage, – fil machine destinés au tréfilage et au laminage à froid. • Les emplois particuliers tels que : – tôles pour éléments de plates-formes et de structures marines, – tôles pour chaudières et appareils à pression, – fil machine pour treillis soudés, – fil machine pour armature de précontrainte, – fil machine pour ressorts mécaniques. Dans ce contexte, les nuances d’aciers sont adaptées aux différents cas. Ce sont généralement des aciers non alliés dont la teneur en carbone varie avec les propriétés recherchées et qui peuvent contenir de faibles additions d’éléments d’alliage : Si, Mn, ainsi que Ni, V, Mo, Cu… Le rappel de quelques données métallurgiques permettra de mieux les décrire.

3.2 Rappel de données métallurgiques de base 3.2.1 Aciers à structure ferrito-perlitique La très grande majorité des aciers d’usage général est livrée et employée à l’état ferritoperlitique. Ceci signifie qu’ils sont constitués de grains de ferrite juxtaposés avec des pseudo-grains de perlite – agrégat constitué lui-même de particules de ferrite et de particules de carbure de fer Fe3C.

Ferrite

La ferrite est constituée essentiellement de fer α qui ne peut contenir en solution solide d’insertion qu’au maximum 0,02 % de carbone, vers 725 °C, et encore bien moins à plus basses températures. 107

3.2 Rappel de données métallurgiques


de base Par contre, ce fer α est susceptible d’admettre en solution solide de substitution des éléments d’alliage tels que Mn, Si, Cr, Ni, Mo, Cu… ou des impuretés comme P. Par effet de solution solide, tous ces éléments vont engendrer un durcissement de la ferrite dont l’ampleur est décrite par la figure 3.1. Il faut néanmoins noter que les performances mécaniques de la ferrite sont assez modestes. Elles dépendent cependant aussi de la taille des grains. En effet, lors de la déformation plastique, les dislocations doivent franchir les joints des grains pour se propager et, pour ce faire, il est nécessaire d’appliquer une contrainte locale supérieure à la contrainte critique de franchissement ; ce fait est responsable d’un durcissement qui est traduit par la loi de Hall Petch : Re = σ0 + k ⁄ d avec Re : limite d’élasticité, σo : paramètre intégrant les autres facteurs de durcissement de la ferrite et d : diamètre moyen des grains de ferrite. Le tableau 3.1 donne des exemples de valeurs prises par σo et k. Une autre loi du même type, celle de Cottrel Petch traduit l’influence bénéfique de l’affinement des grains de ferrite qui abaisse la température de transition du métal et améliore de ce fait sa résistance à la rupture fragile. Cette taille des grains de ferrite dépend des éléments suivants :

150 150

370 370

P P

Si Si

100 100

320 320 Mo Mo

50 50

Mn Mn

270 270

00

Cu Cu Ni Ni

220 220

– 50 –50

Résistance à la traction (MPa) Résistance à la traction (MPa)

Écart résistance à la(MPa) traction (MPa) Écart dede résistance à la traction

• de la taille initiale des grains d’austénité avant la formation de la ferrite au cours de la transformation γ → α,

170 170 Cr Cr

– 100 –100 00

120 120

11

22 Teneur Teneur (%) (%)

Figure 3.1 – Influence des éléments en solution solide sur la résistance à la traction de la ferrite. À titre indicatif, il a été admis, pour le fer pur Rm = 220 MPa – D’après F.B. Pickering et T. Gladman. Iron and Steel Inst. SR 81. 108



Tableau 3.1 – Valeurs indicatives des coefficients σo et k de la loi de Hall Petch (a)

k (MPa/ mm )

À bas carbone

50 à 100

20 à 23

De construction (C-Mn)

150 à 180

18 à 21

À haute limite d’élasticité

200 à 250

18 à 21

B ALLIAGES FERREUX

σo (MPa)

Acier

(a) D’après Marc Grumbach, Techniques de l’Ingénieur, Métallurgie M 305.

• des conditions de refroidissement lors de la formation de la ferrite ; plus le refroidissement est rapide et plus les grains formés sont petits.

Perlite La perlite contient pratiquement tout le carbone de ces aciers sous forme de carbures précipités. L’agrégat perlitique est ainsi constitué d’une juxtaposition de petites particules de ferrite et de carbure. Ces particules sont d’autant plus fines que cette perlite s’est formée : • à partir d’une austénité à grains fins, • au cours d’un refroidissement relativement rapide dans son domaine de formation. À titre indicatif, la figure 3.2 décrit les variations de la dureté de structures totalement perlitiques en fonction des conditions de refroidissement au cours de leur formation ; elle permet de constater que l’accélération du refroidissement, en affinant la taille des constituants formés, augmente très sensiblement la dureté et donc les performances mécaniques de résistance.

Facteurs de variations des proportions ferrite-perlite Les structures ferrito-perlitiques des aciers d’usage général sont constituées de proportions diverses de ferrite et de perlite, proportions qui varient en fonction des éléments suivants : • tout d’abord, et principalement, de la teneur en carbone ; plus la teneur en carbone est élevée, plus la proportion de perlite est forte (et celle de ferrite faible) ; • ensuite, et à un degré moindre, des éléments d’alliage présents dans l’acier en solution solide ; ceux-ci diminuent la teneur moyenne en carbone des amas perlitiques et de ce fait provoquent, à teneur égale en carbone, la formation d’une plus grande proportion de ce constituant et diminuent donc la teneur en ferrite libre ; • enfin, et dans de faibles proportions, des conditions de formation de la perlite, lors de la transformation γ → α. Celles-ci sont décrites par le diagramme TRC de l’acier et l’exemple présenté à la figure 3.3 montre que, lorsque le refroidissement est de moins en moins lent, la proportion de ferrite diminue et celle de perlite augmente (ici de 10 à 12 %). La figure 3.4 illustre ces différentes influences en termes de variations de dureté et de résistance à la traction pour des aciers à 0,45/0,75 % de Mn, à différentes teneurs en carbone, et refroidis dans deux conditions très différentes. 109



de base Dureté Dureté (HV) (HV)

Résistance à la traction Résistance à la traction (MPa)

400 400

300 11300

(MPa)

200 11200 100 11100 000 11000

300 300

900 900 800 800 700 700

200 200 600 600

00 0 0

11

22

3 3

44 Logarithme Δ t /Δ t Po Logarithme Δt/ΔtP0

Figure 3.2 – Évolution de la dureté d’aciers totalement perlitiques en fonction des conditions relatives de refroidissement – Δt paramètre de refroidissement, ΔtP0 paramètre de refroidissement correspondant au refroidissement limite permettant la formation de perlite. Aciers non alliés et faiblement alliés à grosseurs de grain γ différentes.

Autres éléments constitutifs Les aciers d’usage général de base sont des aciers au carbone ; ils contiennent toutefois quelques éléments autres, présents pour différentes raisons.

Silicium Il est nécessaire à la désoxydation en cours d’élaboration. De ce fait, une certaine proportion est fixée sous forme d’oxydes dans les inclusions ; la part non oxydée, et donc en solution solide, participe au durcissement de la ferrite.

Manganèse Participant aussi à la désoxydation, il fixe en outre le soufre sous forme de sulfures et permet le forgeage et le laminage du métal à chaud. La proportion de manganèse qui subsiste en solution solide joue plusieurs rôles : • durcissement de la ferrite par effet de solution solide ; • diminution de la teneur en carbone de la perlite et augmentation corrélative de la proportion de celle-ci ; • augmentation de la trempabilité qui, à vitesse de refroidissement identique, permet d’affiner la structure ferritoperlitique et d’augmenter la proportion de perlite ; • substitution partielle au fer dans la formation de la cémentite.

Azote Les aciers étant généralement élaborés en présence d’air, ils contiennent une faible proportion d’azote résiduel. Actuellement celle-ci peut varier de 0,002 % à 0,008 % environ. 110



de base Température (°C)

1 200

C% 0,13

Mn % 0,56

Si% 0,26

S% 0,029

P% 0,019

1 100

Ni % 0,05

Cr % 0,07

Mo % Cu % V % < 0,01 0,20 < 0,01

Austénitisation 920 °C (5 min)

1 000 900

700 70

F

600

40 1

5

1

88 P 12

90 10

90 10

89 11

ALLIAGES FERREUX

800

500

B

Ac 3 A

Ac 1

20 Ms

Z

25

40

400 M

300 200 100 358

0 0,1

1

204

10

181

183

10 2

173

157

10 3

125

10 4

10 5 Temps (s)

Figure 3.3 – Exemple de diagramme de transformation en refroidissement continu. D’après Atlas zur Wärmebehandlung der Stähle-MPI.

• En présence d’aluminium en solution solide, l’azote forme des précipités très fins de nitrure d’aluminium. Solubles à haute température (> 1050 °C) ceux-ci précipitent plus facilement en phase α et se forment donc au cours d’un réchauffage plutôt que pendant un refroidissement même relativement lent (normalisation). Ces précipités permettent de réduire le grossissement des grains γ au cours d’un réchauffage et facilitent donc l’obtention finale de grains fins. • En solution solide d’insertion, l’azote durcit la ferrite, diminue sa résistance à la rupture fragile et engendre le processus de vieillissement après écrouissage.

Soufre Impureté résiduelle, cet élément est fixé sous forme de sulfure de manganèse. Les progrès des procédés sidérurgiques ont permis d’abaisser très sensiblement les proportions présentes dans les aciers.

Phosphore Impureté résiduelle, cet élément est présent en solution solide de substitution. Il durcit la ferrite et dégrade sa résistance à la rupture fragile. 111



de base HV R m (MPa)

300

900

% de perlite 0 % 20 % 50 % 80 %

A

700 200 B 500 100 Structures ferrito-perlitiques

300

0 0

0,1

0,2

0,3 0,4 0,5 Teneur en carbone (%)

Figure 3.4 – Variations de la dureté d’aciers à 0,45/0,75 % de Mn en fonction de leur teneur en carbone et pour deux conditions de transformation au cours d’un refroidissement à l’air. – A : d’un rond de 5 mm de diamètre. – B : d’un rond de 500 mm de diamètre.

Additions particulières Par ailleurs, les aciers d’usage général peuvent, dans certains cas, recevoir des additions particulières :

Nickel Le nickel peut être présent pour affiner la structure, en augmentant la trempabilité, et pour améliorer la résistance à la rupture fragile (aciers pour emplois à basses températures).

Chrome et molybdéne Ils participent à la formation de la cémentite de la perlite, voire de carbures spécifiques, et augmentent la trempabilité. Ils améliorent les caractéristiques de résistance à la température ambiante et à chaud.

Nobium et vanadium Ils participent à la formation de carbures et carbonitrures. Ces précipités très fins, bien dispersés dans la ferrite, engendrent un durcissement important qui est utilisé pour la fabrication des aciers à haute limite d’élasticité. À teneur en carbone identique, le durcissement obtenu est plus important ; à caractéristiques de résistance identiques, on peut diminuer la teneur en carbone. Les conditions particulières de mise en solution dans l’austénite (nécessité de porter le métal à haute température, ce qui engendre un grossissement des grains indésirable), et 112


3.3 Normalisation

de précipitation (au cours de la transformation de l’austénite en ferrite) imposent le contrôle de la taille des grains qui est généralement réalisé à travers les opérations de laminage et de refroidissement en sortie de laminoir, on parle alors de traitement thermomécanique. Ces procédures conduisent à un produit prêt à l’emploi qui ne doit plus être soumis à une transformation α → γ qui lui ferait perdre ses propriétés sans espoir de récupération. On verra plus loin que, néanmoins, cet état de fait ne compromet pas la mise en œuvre par soudage.

Cuivre

B ALLIAGES FERREUX

Il prend part au durcissement par effet de solution solide et diminue la sensibilité des aciers non alliés à la corrosion atmosphérique – probablement en neutralisant les effets nocifs du soufre.

3.2.2 Aciers à structure non ferrito-perlitique Enfin il est possible de fabriquer des aciers d’usage général qui n’aient pas une structure ferrito-perlitique. Ils subiront alors un traitement thermique visant à l’obtention de structures bainito-martensitiques revenues (on rejoint ainsi le cas des aciers spéciaux de construction mécanique) en recourant à des procédures de fabrication particulières : machine de trempe pour les tôles et les plaques par exemple. Ces solutions ne sont pas encore employées systématiquement, mais font néanmoins l’objet de certains développements qui passent parfois par la proposition d’aciers normalisés et revenus, dans la mesure où la composition chimique permet d’obtenir une trempabilité suffisante assurant la formation de constituants de trempe, surtout bainite, par refroidissement à l’air.

3.3 Normalisation La normalisation française évolue depuis plusieurs années et continuera d’évoluer pour se placer en conformité avec les normes européennes établies par le Comité européen de normalisation (CEN) ; l’Afnor pour la France est en effet tenue d’attribuer, sans modification, le statut de normes nationales aux normes européennes (EN). Cette règle est respectée mais les normalisateurs européens créent petit à petit le système des EN de telle sorte que subsistent, côte à côte, d’anciennes normes françaises (NF…) dont le sujet n’a pas encore été traité par le CEN et de nouvelles normes issues des EN (NF EN…). Cet état de fait peut conduire à des situations assez complexes. Avant de détailler les normes qui définissent les aciers d’usage général, il est nécessaire de préciser les modes de désignation de ces derniers. Les aciers d’usage général peuvent être désignés selon des modes différents selon qu’il est fait référence aux anciennes règles françaises ou aux nouvelles règles européennes, d’après la norme NF EN 10027. On peut donc trouver les désignations décrites cidessous.

3.3.1 Dans les normes NF EN… et certaines normes NF récemment révisées

Désignation symbolique (selon la norme NF EN 10027-1 complétée par le FD CR 10260)

Lettre S

Suivie d’un nombre à trois chiffres généralement suivi lui-même d’une ou de plusieurs lettres. Il s’agit alors des aciers habituellement utilisés en construction métallique et dont 113


3.3 Normalisation

la principale garantie concerne la limite d’élasticité ; le nombre (à trois chiffres) indique alors la valeur minimale imposée pour cette caractéristique exprimée en newtons par millimètre carré. La ou les lettres suivantes expriment certaines particularités (selon le FD CR 10260) comme : – l’aptitude à un emploi à basse température avec la lettre L ; – le niveau des garanties de résistance à la rupture fragile : • JR signifie 27 J garantis à 20 °C, • JO signifie 27 J garantis à 0 °C, • J2 signifie 27 J garantis à – 20 °C, • K2 signifie 40 J garantis à – 20 °C ; – l’état de livraison (structure métallurgique) : • A durci par précipitation, • N normalisé ou laminage normalisant, • M laminage thermomécanique, • Q trempé et revenu ; – l’aptitude à présenter une résistance améliorée à la corrosion atmosphérique avec la lettre W ; – une autre spécificité annoncée par la lettre G, suivie d’un ou deux digits dont la signification propre doit être recherchée dans la norme de produit.

Lettre P Suivie d’un nombre à trois chiffres généralement suivi lui-même d’une ou de plusieurs lettres. Il s’agit alors des aciers habituellement utilisés pour la construction d’appareils à pression et dont la principale garantie concerne la limite d’élasticité ; le nombre (à trois chiffres) indique alors la valeur minimale imposée pour cette caractéristique exprimée en newtons par millimètre carré. La ou les lettres suivantes expriment certaines particularités (selon le FD CR 10260) comme : – l’aptitude à un emploi à basse température avec la lettre L ; – l’état de livraison (structure métallurgique) : • N normalisé ou laminage normalisant, • M laminage thermomécanique, • Q trempé et revenu ; – la garantie de caractéristiques mécaniques à température élevée avec la lettre H précédée de la lettre G (pour préciser que la lettre qui suit concerne une caractéristique particulière).

Lettre C Suivie d’un nombre à deux ou trois chiffres, généralement suivi lui-même d’une ou de plusieurs lettres. Le nombre exprime le centuple de la teneur moyenne (%) spécifiée en carbone, les lettres qui suivent constituent des symboles additionnels apportant des informations complémentaires (ex. : RR = acier pour relaminage). Il s’agit d’aciers non alliés.

Désignation numérique (selon la norme NF EN 10027-2 complétée par le FD CR 10260)

Elle comporte un nombre de cinq chiffres : • le premier est un 1 (il signifie qu’il s’agit d’un acier) ; • le groupe de deux chiffres qui suit peut être : – 00 ou 90 pour un acier de base, 114


3.3 Normalisation

– 01 ou 91 pour un acier de qualité pour construction dont la résistance à la traction est inférieure à 500 N/mm2, – 03 ou 93 pour un acier de qualité dont la résistance à la traction est inférieure à 400 N/mm2, – 04 ou 94 pour un acier de qualité dont la résistance à la traction est 400 ≤ Rm < 500 N/mm2, – 05 ou 95 pour un acier de qualité dont la résistance à la traction est 500 ≤ Rm < 700 N/mm2, – 88 ou 89 pour un acier allié spécial soudable et à haute résistance ; • le groupe de deux chiffres qui termine est choisi par le normalisateur en fonction des différentes nuances entrant dans le cadre des normes considérées.

ALLIAGES FERREUX

B

3.3.2 Dans les normes NF non encore révisées La désignation symbolique se fait avec les lettres suivantes :

Lettre E Suivie d’un nombre à deux ou trois chiffres, éventuellement suivi lui-même d’une ou plusieurs lettres. Il s’agit alors des aciers habituellement utilisés en construction métallique et dont la principale garantie concerne la limite d’élasticité, d’où la lettre E ; le nombre, à deux ou trois chiffres, indique alors la valeur minimale imposée pour cette caractéristique exprimée en kilogrammes par millimètre carré ou en mégapascals. La ou les lettres suivantes expriment certaines particularités : T pour trempé et revenu, D pour aptitude au formage à froid, W, WA ou WB, pour une résistance améliorée à la corrosion atmosphérique.

Lettre R Suivie d’un nombre à deux ou trois chiffres. Il s’agit d’aciers utilisés pour la fabrication des chaudières et appareils à pression et dont la principale garantie concerne la résistance à la traction, d’où la lettre R ; la valeur minimale imposée pour cette dernière est indiquée par le nombre, et exprimée en kilogrammes par millimètre carré ou en mégapascals.

Lettres FM Suivies d’autres lettres et/ou chiffres. Il s’agit de désignations générales des fils machine, d’où les lettres FM, suivies des indications complémentaires suivantes : – un ou deux chiffres : teneur moyenne en carbone, en centièmes de pour-cent ; – P et deux chiffres : fil machine destiné à la fabrication d’armatures de précontrainte, d’où la lettre P, avec indication de la teneur moyenne en carbone, en centièmes de pour-cent ; – R et deux chiffres : fil machine destiné à la fabrication de ressorts, d’où la lettre R, avec indication de la teneur moyenne en carbone, en centièmes de pour-cent.

Assemblage particulier de lettres et de chiffres Pour des aciers d’emplois spécifiques, tels que : – DD11, DD12, DD13 et DD14 : tôles pour mise en forme à froid ; – DC01, DC03, DC04, DC05 et DC06 : feuillards laminés à froid pour formage à froid ; – B51, B52, B53 : tôles pour bouteilles à gaz ; – PF24, PF28, PF36 : tôles pour structures marines, avec indication de la limite d’élasticité minimale garantie ; – TSA, TSB : fil machine pour treillis soudés ; – FB5 à FB18 et FR5 à FR38 : fil machine pour formage à chaud et à froid. 115

3.3 Normalisation


L’ensemble des normes définissant les aciers d’usage général est décrit dans les tableaux suivants (tableaux 3.2 à 3.5).

Tableau 3.2 – Normes générales des aciers d’usage général.

Norme

Nuances

Observations

NF EN 10025, décembre 1993 : Produits laminés à chaud en aciers de construction non alliés.

S235, S275 et S355

Aciers au C-Mn

NF EN 10113-1 et 2, juin 1993 : Produits laminés à chaud en aciers de construction soudables à grains fins.

S275 N, S355 N, S420 N Aciers micro-alliés et S460 N normalisés

NF EN 10113-1 et 3, juin 1993 : Produits laminés à chaud en aciers de construction soudables à grains fins.

S275 M, S355 M, S420 M et S460 M

Aciers micro-alliés thermomécaniques

Aciers traités NF EN 10137, décembre 1995 : Tôles et larges plats en aciers de construction à haute limite d'élasticité à l'état trempé ou revenu ou durci par précipitation (ancienne norme NF A 36-204). Partie 2 : aciers à l'état trempé et revenu. S460 Q, S500 Q, S550 Q, S620 Q, S690 Q, S890 Q et S960 Q Partie 3 : aciers durcis par précipitation. S500 A, S550 A, S620 A et S 690 A NF EN 10162, octobre 1977 : Profilés formés à froid d’usage courant en acier.

116

S235, S275, S355 (NF EN 10025) 1C, 3C, 3CT (NF A 36-301) C01RR à C10RR (NF A 36-102) FeP01 à FeP06 (NF EN 10130)

Aciers au C et C-Mn (s’applique aussi à des aciers galvanisés)

3.3 Normalisation


Tableau 3.3 – Aciers d’usage général pour transformation.

Norme

Nuances

Observations

TÔLES S315 MC, S355 MC, S420 MC, S460 MC, S500 MC, S550 MC, S600 MC, S650 MC, S700 MC, S260 NC, S315 NC, S355 NC, S420 NC,

Aciers micro-alliés

B

H240 M, H260 M, NF EN 10268, juin 1992 : Produits plats laminés à froid en aciers micro- H280 M, H315 M, alliés soudables à haute limite d’élasticité pour H355 M formage à froid.

Aciers micro-alliés

NF EN 10111, juin 1992 : 1C, 3C, 3CT Tôles et bandes laminées à chaud en continu, en acier pour emboutissage ou pliage à froid.

Aciers non alliés à bas C

NF EN 10130, juillet 1991 : Produits plats laminés à froid, en acier doux pour emboutissage ou pliage à froid.

Aciers non alliés à bas C

FeP01 à FeP06

ALLIAGES FERREUX

NF EN 10149, décembre 1995 : Produits plats laminés à chaud en aciers à haute limite d’élasticité pour formage à froid.

BANDES ET FEUILLARDS NF A 36-102, septembre 1993 : C01RR à C125RR Bandes laminées à chaud en continu en aciers non alliés et alliés pour relaminage à froid. NF EN 10139, décembre 1997 : Feuillards non revêtus laminés à froid en acier doux pour formage à froid (remplace NF A 37-501).

DC01, DC03, DC04, DC05 et DC06

Aciers non alliés

Aciers non alliés

BARRES ET FILS NF A 35-049, décembre 1984 : E28, E36 Barres et fils machine en acier d’usage général A37, A50, A60, A70 destinés à l’étirage.

Aciers au C-Mn

NF EN 10016, août 1995 : Fil machine en acier non allié destiné au tréfilage et au laminage à froid.

C4D à C92D 30 nuances

Aciers au C-Mn

NF A 35-053, juin 1984 : Fil machine en acier non allié pour fabrication réalisée par formage à chaud ou à froid.

FB5 à FB18

Aciers au C-Mn

117

3.3 Normalisation


Tableau 3.4 – Aciers d’usage général pour emplois particuliers.

Norme TÔLES • Bouteilles à gaz NF EN 10120, avril 1997 : Tôles et bandes pour bouteilles à gaz soudées en acier (remplace NF A 36-211). • Chaudières et appareils à pression NF EN 10207, mars 1992 : Aciers pour appareils à pression simple – Conditions techniques de livraison des tôles, bandes et barres. NF EN 10028-1 et 2, décembre 1992 : Produits plats en aciers pour appareils à pression – Aciers non alliés et alliés avec caractéristiques spécifiées à température élevée.

Nuances

Observations

P245 NB, P265 NB, Aciers non alliés P310 NB et P355 NB

SPH 235, SPH 265, SPH 275,

Aciers non alliés

P235 GH, P265 GH, P295 GH, P355 GH

Aciers non alliés

Aciers micro-alliés NF EN 10028-1 et 3, décembre 1992 : P275 N, P275 NH, Produits plats en aciers pour appareils à pression P275 NL1, P275 NL2, – Aciers soudables à grains fins normalisés. P355 N, P355 NH, P355 NL1, P355 NL2, P460 N, P460 NH, P460 NL1, P460 NL2 • Constructions marines NF EN 10225, juillet 1985 : Tôles destinées à la fabrication d’éléments de plates-formes et de structures marines. FILS ET BARRES • Armatures pour béton armé NF A 35-016, octobre 1996 : Armatures pour béton armé – Barres et couronnes soudables à verrous de nuance FeE500 – Treillis soudés constitués de ces armatures. NF A 35-019, octobre 1996 : Armatures pour béton armé – Armatures constituées de fils soudables à empreintes. (Remplace avec NF A 35-016 d'octobre 1996, la norme NF A 35-019 de juillet 1984). Partie 1 : Barres et couronnes. Partie 2 : Treillis soudés.

118

PF24, PF28, PF36

Aciers au C-Mn ou micro-alliés

FeE500

Acier non allié

FeE500-2

Acier non allié

3.3 Normalisation


Tableau 3.4 – Suite. Norme

Nuances

Observations

• Ressorts NF A 35-057, décembre 1979 : Fil machine en acier non allié destiné à la fabrication des fils pour ressorts mécaniques à haute endurance formés à froid.

FMR62 à FMR86 10 nuances

Aciers au C

NF A 47-301, mars 1976 : Fils ronds en aciers durs non alliés, patentés, tréfilés pour ressorts.

Voir NF A 35-051

Aciers au C

ALLIAGES FERREUX

B

Tableau 3.5 – Aciers d’usage général pour emploi face à la corrosion.

Norme

Nuances

Observations

S235…W, S355…WP, S355…W, S355…W

Aciers faiblement alliés au Cr, Cu et éventuellement Ni et/ou P

• Protection provisoire NF EN 10238, décembre 1996 : Produits en aciers de construction grenaillés et prépeints par traitement automatique.

Aciers des normes NF EN 10025 et NF EN 10113-2

Doivent être peints après mise en œuvre

• Une situation particulière NF A 36-250, juin 1987 : Tôles plaquées.

Aciers des normes NF EN 10028

Placage en aciers inoxydables ou réfractaires

NF EN 10155, septembre 1993 : Aciers de construction à résistance améliorée à la corrosion atmosphérique. • Produits revêtus Voir les normes de produits revêtus de : – zinc (NF EN 10142, NF EN 10147, NF EN 10152), – plomb (NF A 36-330), – aluminium (NF A 36-345), – aluminium + silicium (NF EN 10154), – aluminium + zinc (NF EN 10215), – zinc + aluminium (NF EN 10214), – fer chromé (NF EN 10202), – étain (NF EN 10203), – matières organiques (NF EN 10169).

119



3.4 Propriétés d’usage et de mise en œuvre 3.4.1 Propriétés d’usage Les aciers d’usage général sont essentiellement définis à travers leurs propriétés d’usage à l’exception des aciers pour transformation qui doivent, au cours de celle-ci, subir des déformations très importantes : tréfilage, laminage à froid… Ces propriétés d’usage peuvent être classées en deux catégories : • Celles qui font l’objet d’une garantie : – limite d’élasticité à 20 °C : Re, – résistance à la traction à 20 °C : Rm, – allongement à rupture à 20 °C : A, – résilience à température déterminée : KCVe, – éventuellement limite d’élasticité à chaud : R tp. • Celles qui sont données à titre indicatif ou découlent des garanties : – résistance au fluage, – résistance à la fatigue. Les mesures de ces propriétés sont effectuées sur des éprouvettes de différentes géométries normalisées prélevées dans les produits à tester. Les conditions de prélèvement sont définies par les normes et il ne faut jamais oublier que les résultats obtenus correspondent à la localisation ainsi imposée. Le niveau des propriétés peut varier d’un point à un autre du produit et suivant l’orientation considérée ; l’utilisateur doit être attentif à ces risques afin de ne pas généraliser outre mesure les résultats obtenus.

Limite d’élasticité et résistance à la rupture à 20 °C Ces deux caractéristiques qui sont prises en compte dans les calculs sont mesurées au cours de l’essai de traction dont les modalités sont définies par la norme NF EN 10002-1. Il est important de ne pas oublier qu’elles sont déterminées dans des conditions qui leur confèrent un caractère conventionnel. • La limite d’élasticité est la limite supérieure d’écoulement ReH dont le niveau est celui de la charge unitaire au moment où l’on observe la première chute de l’effort. En l’absence de phénomène d’écoulement, on se réfère à la limite conventionnelle d’élasticité à 0,2 %, RP0,2, qui est la charge unitaire à laquelle un allongement plastique de 0,2 % est atteint. • La résistance à la rupture par traction correspond à la charge unitaire maximale que peut supporter le métal, en traction pure, avant de subir le phénomène d’instabilité qui conduit à la formation de la striction et à la rupture. Ces définitions sont conventionnelles puisqu’elles font référence à la section initiale de l’éprouvette ; elles ne correspondent donc pas à une contrainte vraie. Par ailleurs, ces deux caractéristiques dépendent des divers paramètres de l’essai : – dimensions de l’éprouvette, surtout Rm, – qualité de l’extensomètre, pour Re, – vitesse de mise en charge (figure 3.5), – température de l’essai (figure 3.6). La norme correspondante précise les plages de variation admises.

120

3.4 Propriétés d’usage et de mise


en œuvre

Allongement à rupture à 20 °C L’allongement à rupture est actuellement la caractéristique de ductibilité qui fait l’objet d’une garantie. Rapporté à la longueur initiale de la base de mesure, il traduit le résultat de deux déformations successives. • L’allongement homogène, ou réparti, qui commence dès la sortie du domaine élastique et s’étend pendant toute la période de consolidation jusqu’à ce que la charge unitaire atteigne le niveau de la résistance à la traction (point haut de la courbe de traction F/S0 = f(Δ/)). Durant toute cette période la partie calibrée de l’éprouvette se déforme uniformément, d’où l’appellation d’allongement réparti. • L’allongement localisé dans la zone de striction qui représente la déformation de la partie dans laquelle apparaît la striction, c’est-à-dire la diminution localisée de la section de l’éprouvette ; bien entendu, la contrainte vraie locale augmente mais, compte-tenu des performances des machines d’essai, l’effort total appliqué à l’éprouvette diminue et la zone hors striction a donc cessé de s’allonger. Cette déformation localisée dépend de la géométrie de l’éprouvette et surtout de sa section. Cumulant les deux déformations, l’allongement à rupture va dépendre ainsi de la géométrie de l’éprouvette. C’est la raison pour laquelle sa valeur n’est significative que si l’éprouvette est proportionnelle, c’est-à-dire si ses dimensions obéissent à la relation :

ALLIAGES FERREUX

B

L 0 ⁄ S 0 = K = 5, 65 . L’allongement, dont la valeur est la plus importante pour l’utilisateur, est l’allongement réparti subi avant que se déclenche l’instabilité liée à la formation de la striction ; il définit l’ampleur de la plasticité « utilisable » en service pour assurer la sécurité d’une construction par adaptation plastique et consolidation des zones soumises à des concentrations de contraintes excessives.

2 Re (N/mm R e (N/mm 2 ) )

2 R (N/mm 2 ) ) R (N/mm

RR

600 600

450 450 550 550

RRee 400 400 500 500

350 350

33 ––0,003 –– 22 –– 11 0,5 mm/min 00 mm/min

Log Log V V 3 1201 mm/min 22220 mm/min 3

44

0,003 mm/min 0,5 mm/min 20 mm/min 220 mm/min

55

5 m/s

66

5 m/s

Figure 3.5 – Exemple d’influence de la vitesse de traction sur Re et Rm. Cas d’un acier C-Mn. Selon Grumbach, L’Essai de traction, Otua. 121



en œuvre Re Rm Variation selon le vieillissement

R Re

0

– 196°

20°

250° 425° Température d’essai (°C)

Figure 3.6 – Schéma de l’évolution de Re et Rm en fonction de la température d’essai. Selon Grumbach, L’Essai de traction, Otua.

Résilience à température déterminée Le terme résilience, selon l’ancienne norme NF A 03-156, désignait l’énergie, rapportée à l’unité de surface de la section utile de l’éprouvette, absorbée par la rupture sur mouton-pendule d’une éprouvette entaillée – symbole KCV ou KCU suivant l’entaille. L’essai correspondant est souvent dit essai de résilience ; c’est l’essai de flexion par choc de cette éprouvette bi-appuyée, l’application de l’effort se faisant à mi-distance des appuis, au droit de l’entaille. Ses modalités sont définies par la norme NF EN 10045. Le résultat d’un tel essai dépend des facteurs suivants : • Présence de l’entaille qui engendre une concentration de contrainte et qui modifie le comportement du matériau en générant des contraintes triaxales de traction qui vont faire qu’il sera nécessaire d’exercer des contraintes plus élevées – que Re – pour provoquer une déformation plastique au risque de voir apparaître la rupture sans passer par un stade plastique, c’est-à-dire d’arriver à la rupture fragile. Cet effet d’entaille croît quand le rayon à fond d’entaille diminue. • Vitesse de déformation de l’éprouvette avant sa rupture, et donc de la vitesse d’impact du mouton-pendule. En effet, on a vu (figure 3.5) qu’une élévation de la vitesse de déformation engendre à la fois une augmentation de Re et de Rm, et une diminution de l’écart entre ces deux caractéristiques, ce qui traduit une diminution de l’amplitude de la déformation plastique avant rupture. • Température d’essai par suite des variations des caractéristiques Re et Rm déjà décrites (figure 3.6). En effet, quand la température est abaissée, la limite d’élasticité et la résistance augmentent, l’écart les séparant diminue et tend à s’annuler, ce qui traduit une diminution de l’amplitude de la déformation plastique pouvant aller jusqu’à sa disparition. Pour tous les aciers décrits ici, aciers dans lesquels le fer est à l’état alpha (cubique centré), ce phénomène engendre le passage de la rupture ductile, avec déformation plastique, à la rupture fragile, sans déformation plastique. Dans un intervalle de température, 122



en œuvre plus ou moins large selon l’éprouvette utilisée, ce passage se fait par l’intermédiaire de conditions mixtes avec une rupture partiellement fragile et partiellement ductile. Ces considérations montrent tout d’abord que l’essai de flexion par choc est un essai de rupture réalisé dans des conditions particulières qui le rendent très conventionnel au point d’ailleurs que la valeur de la résilience n’est pas utilisée dans des calculs de structure. Il permet essentiellement de tester la résistance à la rupture fragile à travers l’analyse des variations des résultats d’essais réalisés à différentes températures par l’intermédiaire de la courbe de transition de l’énergie de rupture, et l’appréciation de la cristallinité de la surface de rupture – proportion de la surface de rupture caractérisée par un faciès fragile (figure 3.7)

B

KV (J)

ALLIAGES FERREUX

Les niveaux d’énergie donnés à une température déterminée ont essentiellement le rôle de valeurs-repères permettant de vérifier que la courbe de transition de l’acier considéré se situe en deçà des limites imposées. C’est ainsi que l’on parle, conventionnellement, de température de transition à une valeur donnée de l’énergie de rupture : 27 J, qui donne TK27, et 40 J, qui donne TK40, pour certains aciers à haute limite d’élasticité. Ceci est une façon de prendre en compte un point de la courbe de transition de la résilience. C’est à ce point qui fait l’objet d’une garantie dans les normes de produit. Il faut signaler que certaines normes, dans certains cas, proposent à titre indicatif une description plus complète de la courbe de transition de l’énergie ; c’est le cas, par exemple, des aciers S275, S355, S420 et S460 dans la norme NF EN 10113. Ces températures de transition, qui sont des repères conventionnels, doivent être utilisées avec discernement, car la loi qui les relie aux températures minimales de service des constructions est fort complexe ; elle fait intervenir de nombreux paramètres tels que les caractéristiques mécaniques de l’acier, son épaisseur, son écrouissage éventuel, les sollicitations auxquelles il est soumis et leurs conditions d’application.

C r (%) 100

Résilience

Cristallinité

0

Température (°C)

Figure 3.7 – Schéma d’une courbe de transition de l’énergie de rupture complétée par une courbe de transition de la cristallinité. 123



Limite d’élasticité à chaud Cette caractéristique, prise en compte dans les calculs des matériels travaillant à chaud, est mesurée au cours d’un essai de traction à la température supérieure à la température ambiante (norme NF EN 10002-5). La limite d’élasticité à chaud est la limite supérieure d’écoulement ReH dont le niveau est celui de la charge unitaire au moment où l’on observe la première chute de l’effort. En l’absence de phénomène d’écoulement, on se réfère à la limite conventionnelle d’élasticité à 0,2 %, Rp0,2, qui est la charge unitaire à laquelle un allongement plastique de 0,2 % est atteint. Ici encore la valeur mesurée correspond à un niveau de charge unitaire auquel une déformation irréversible est déjà apparue ; elle est donc supérieure à la vraie limite de proportionnalité et doit donc être affectée, dans les calculs, d’un coefficient de sécurité qui tienne compte de l’écart.

Résistance au fluage La résistance au fluage est déterminée à travers des essais dont les conditions et la procédure sont définies par la norme NF A 03-355. Généralement les caractéristiques considérées, qui ne font pas l’objet de garanties – elles sont données à titre indicatif – sont les suivantes : • charge unitaire initiale provoquant un allongement déterminé, le plus souvent 0,5 ou 1 %, à température donnée en un temps également donné (10 000 ou 100 000 heures, voire 200 000 heures) ; • charge unitaire initiale provoquant la rupture à une température donnée en un temps également donné (10 000 ou 100 000 heures, voire 200 000 heures) ; La première de ces caractéristiques correspond à une déformation maximale de 0,5 ou 1 % ; elle peut être utilisée pour définir les conditions de travail respectant les impératifs dimensionnels propres à des organes mécaniques. La seconde définit les conditions limites de sollicitation du métal et ne doit intervenir dans les calculs qu’après avoir été affectée d’un coefficient de sécurité convenable. La détermination de ces caractéristiques, correspondant à de très longues durées de sollicitation, passe par l’extrapolation dans le temps de résultats d’essais de plus courtes durées obtenus en exécutant, à la température considérée, des essais sous des charges plus élevées et/ou, sous la charge retenue, des essais à de plus hautes températures ; aussi est-il nécessaire de réaliser d’importantes séries d’essais dans des conditions qui permettent d’effectuer un dépouillement statistique des résultats. L’influence qu’ont, sur le niveau des caractéristiques déterminées, des facteurs comme la température, sa constance dans le temps, l’isothermie de l’éprouvette, sa charge ainsi que la composition du métal et son état structural fait qu’un dépouillement statistique conduit au constat d’une dispersion assez importante que les normes de produits prennent en compte en donnant des valeurs moyennes indicatives pour lesquelles il est dit qu’elles peuvent être considérées comme sûres à ± 20 %.

Résistance à la fatigue La résistance à la fatigue d’un acier est déterminée à partir d’essais de fatigue réalisés selon les normes NF A 03-400, 03-401 et 03-402. Généralement, l’objectif principal de ces essais est l’appréciation de la limite d’endurance σD qui, pour un type de sollicitation donné et pour une contrainte moyenne σm fixée, est la valeur limite vers laquelle tend l’amplitude de contrainte σa lorsque le nombre de cycles à la rupture devient très 124



en œuvre grand – souvent 107 cycles pour les aciers. Pratiquement, on peut estimer que ce sont les conditions – type de sollicitation, σm, σa – en deçà desquelles le risque de rupture par fatigue disparaît. Mais cette limite d’endurance (σD = σm ± σa) dépend de très nombreux facteurs : • la géométrie de la pièce à travers l’effet d’échelle et surtout l’influence des effets d’entaille, • l’état de surface et les défauts superficiels, • le mode de sollicitation (type et fréquence), • les contraintes résiduelles, • l’environnement (température et corrosion), • le nombre limite de cycles retenu.

ALLIAGES FERREUX

B

Dès lors, la limite d’endurance d’un acier ne peut être définie que dans un contexte qui inclut tous ces paramètres extérieurs aux propriétés mêmes du métal. Toutefois, dans des conditions comparables, on peut admettre qu’elle est liée à la résistance à la traction. Ainsi, pour le type d’acier qui nous intéresse ici, la limite d’endurance en flexion rotative, a été estimée à 0,5 Rm par M. Lieurade tandis que le Cétim proposait la relation suivante : –4

σ D = R m ( 0, 56 – 1, 4 × 10 R m ) sachant que le niveau de cette caractéristique peut encore être modifié par : • des changements d’état structural, • des variations de l’état inclusionnaire, • des évolutions de la géométrie des inclusions. Par ailleurs, les limites d’endurance déterminées expérimentalement sont affectées par une dispersion acceptée actuellement comme un fait physique qui peut être dû aux hétérogénéités de structure, à la complexité des processus d’endommagement, à la préparation des éprouvettes, aux conditions d’essai… Cette dispersion doit donc être appréciée et on définit la probabilité de non-rupture associée à chaque niveau de la limite d’endurance : par exemple niveau de sollicitation conduisant à une probabilité de 50 % de nonrupture ou à une probabilité de 90 % de non-rupture.

Résistance à la corrosion Les aciers décrits ici ne présentent pas une résistance particulière à la corrosion dans la mesure où ils ne comportent pas d’addition d’élément d’alliage susceptible de leur en conférer une. Face à la corrosion atmosphérique, ils ont des comportements variables avec les conditions climatiques ; en général leur aspect de surface se dégrade plus que leur tenue mécanique, sauf pour les produits minces. Toutefois, il est judicieux de prévoir une protection par des revêtements de types divers et adaptés aux conditions d’emploi (voir paragraphe 3.4.3). Certains aciers d’usage général, définis par la norme NF EN 10155, sont dits « à résistance améliorée à la corrosion atmosphérique ». Il s’agit d’aciers comportant de petites additions de chrome et de cuivre et éventuellement de phosphore et de nickel que la norme précise dans son annexe : « La résistance à la corrosion atmosphérique dépend des conditions climatiques avec succession de périodes sèches et humides pour la formation d’une couche d’oxyde autoprotectrice. La protection offerte dépend des conditions d’environnement et autres régnant là où se trouve la construction. » 125



« La conception et la réalisation de la construction doivent intégrer la possibilité de formation et de régénération de la couche d’oxyde autoprotectrice. Il est de la responsabilité du concepteur de prendre en compte la corrosion des aciers non protégés dans ses calculs et, autant que faire se peut, de la compenser par une augmentation de l’épaisseur du produit. » « Il est recommandé de prévoir une protection superficielle classique lorsque la teneur de l’air en substances chimiques particulières est assez élevée, mais cette protection est absolument nécessaire lorsque la structure est en contact prolongé avec l’eau, exposée à l’humidité ou doit être utilisée en atmosphère marine… Dans des conditions comparables1, la sensibilité à la corrosion des aciers à résistance améliorée à la corrosion atmosphérique est moindre que celle des aciers de construction classiques. » « Les surfaces des constructions non exposées aux éléments, mais qui peuvent être soumises à des phénomènes de condensation, doivent être convenablement ventilées. Dans le cas contraire, une protection de surface adaptée est nécessaire… » Il est important de noter que les fabrications modernes d’aciers permettent d’obtenir de basses teneurs en soufre qui sont très favorables pour la tenue à la corrosion atmosphérique au point de rendre toute addition de cuivre inutile.

Vieillissement et écrouissage Après écrouissage un acier peut durcir (à température ambiante ou mieux à température légèrement supérieure à l’ambiante) jusqu’à 300 °C environ, et surtout perdre de sa ductilité et de sa résistance à la rupture fragile par vieillissement ; celui-ci est dû à un blocage des dislocations par des nuages d’atomes en solution solide d’insertion, azote et carbone essentiellement. Une grande part du vieillissement est éliminée si l’azote est fixé par précipitation de nitrures stables comme par exemple le nitrure d’aluminium, d’où l’introduction d’aluminium sous l’appellation de calmage spécial à l’aluminium. Néanmoins, la part due au carbone subsiste et doit être prise en compte.

3.4.2 Propriétés de mise en œuvre Il est généralement demandé aux aciers d’usage général de se prêter aux procédés de mise en œuvre suivants : • formage à chaud, • formage à froid, • usinage, • soudage. L’utilisateur aura toujours intérêt à discuter des conditions de mise en œuvre avec son fournisseur qui lui fournira des indications précieuses tirées de son expérience.

Formage à chaud Cette opération débute par un chauffage à haute température qui engendre une transformation α → γ et modifie fondamentalement la structure métallographique de l’acier ; si la température est trop élevée, il peut aussi provoquer un grossissement du grain austénitique. Une telle opération devra donc être réservée aux aciers pour lesquels il est certain que les conditions de refroidissement après formage, ou les possibilités de traitement ther-

1. Conditions d’humidité agressive ou permanente.

126



mique, en général une normalisation, permettent de retrouver leurs propriétés d’emploi. Si, notamment, ces propriétés ont été obtenues par précipitation d’éléments micro-alliés en sortie de laminage ou par traitement de trempe et revenu, on devra éviter de réaliser un tel chauffage. On pourra éventuellement envisager la possibilité de réaliser un formage à mi-chaud ou à tiède dans la mesure où les épaisseurs et les amplitudes de déformation le permettront.

Formage à froid Il faut distinguer ici le simple formage à froid (emboutissage, profilage…) des opérations de transformation à froid impliquant des déformations plus importantes : étirage, frappe, extrusion, tréfilage… En ce qui concerne le simple formage à froid, des produits sont proposés qui sont aptes à le supporter ; ce sont les tôles définies par les normes NF EN 10149, NF A 36-232, 36301 et NF EN 10130, mais les aciers définis par les normes NF EN 10025, NF EN 10113, NF EN 10137 sont capables aussi de subir certaines déformations plus limitées. Dans tous les cas, il est nécessaire de prendre en compte l’effet de l’écrouissage qui peut améliorer les caractéristiques de résistance mais détériorer la ductilité et la résistance à la rupture fragile ; il pourra être nécessaire, si, approximativement, l’épaisseur est supérieure à 30 mm et la déformation est supérieure à 5 %, de régénérer les propriétés par un traitement de restauration dont il faudra vérifier qu’il conduit bien aux propriétés d’emploi désirées. Si le formage à froid fait intervenir des déformations très importantes qui participent à la transformation du produit, on utilisera les aciers prévus à cet effet et qui sont définis par les normes NF A 35-053 « formage à froid », 35-049 « étirage » et NF EN 10016 « tréfilage et laminage ». Ces normes prévoient les garanties nécessaires à la transformation des produits à travers les différents procédés, notamment en ce qui concerne l’état de surface, les défauts superficiels et les caractéristiques mécaniques assurant la formabilité.

ALLIAGES FERREUX

B

Usinage L’usinabilité est très complexe à définir et ne fait pas l’objet de garantie. Pour les aciers décrits ici on peut noter simplement que l’usinabilité, c’est-à-dire la facilité avec laquelle on peut usiner le métal par enlèvement de copeaux, croît quand la dureté diminue, sauf pour les aciers à très faible résistance et donc à grande plasticité pour lesquels un écrouissage, généralement par étirage, se révèle bénéfique. Elle augmente aussi très sensiblement quand croît la teneur en inclusions de sulfures. On peut noter ici l’existence d’aciers, barres et fils, de décolletage d’usage général, norme NF EN 10087, à fortes teneurs en soufre (0,25 à 0,40 %), et/ou en plomb (0,2 à 0,3 %) plutôt destinés à des usages mécaniques.

Soudage De nombreux aciers d’usage général, et notamment les tôles et profilés, sont mis en œuvre par soudage. La définition de la soudabilité de ces aciers est complexe car c’est une propriété qualitative appréciée à l’aide de critères différents selon les réalisations envisagées ; elle met en jeu de nombreux paramètres, l’acier n’étant que l’un d’entre eux. Elle ne fait donc pas l’objet de garanties spécifiques mais les producteurs mettent à la disposition des utilisateurs les informations nécessaires à la bonne réalisation des opérations de soudage, ceci afin d’assurer l’intégrité de l’assemblage, intégrité indispensable pour éviter tout risque de ruine par fissuration et rupture à partir de défauts. 127



Les plus nocifs parmi ceux-ci peuvent être : • géométriques et ils relèvent alors de la pratique opératoire et du respect de ce qu’il est habituel d’appeler le « code de bonne pratique » ; • métallurgiques et on distingue alors : – les fissures à chaud, – les fissures par arrachement lamellaire, – les fissures à froid.

Fissures à chaud Ce sont des fissures longitudinales qui apparaissent le plus souvent dans le métal fondu et dont la présence est liée à la composition chimique de celui-ci. En général on recommande d’avoir : S % < 0,04 ; P % < 0,04 et Mn %/S % > 20, conditions auxquelles les aciers décrits ici satisfont pratiquement. Par ailleurs il est conseillé de conserver au rapport largeur sur profondeur du cordon une valeur assez élevée, supérieure à 0,7 par exemple en soudage sous flux solide.

Fissures par arrachement lamellaire Ces fissures se produisent parallèlement à la peau d’un produit laminé, au droit d’un assemblage sollicitant le matériau dans le sens de son épaisseur. Leur présence est liée à l’existence d’inclusions de sulfures déformées par le laminage. Le choix judicieux du tracé des joints, de leur préparation, du métal d’apport, des séquences de soudage et surtout d’un acier possédant un niveau de garanti de ductilité dans le sens de l’épaisseur (voir norme NF EN 10164) permet d’éviter le risque d’une telle fissuration.

Fissures à froid Celles-ci sont en fait les défauts essentiels de soudabilité métallurgique contre lesquels le soudeur doit se prémunir ; les renseignements fournis par le producteur ont pour objet de l’aider à éviter le risque d’une telle fissuration dont les causes sont les suivantes : • l’introduction d’hydrogène dans le métal fondu ; • la transformation au voisinage de la ligne de fusion (zone affectée par la chaleur : ZAC) de la structure métallographique du métal avec formation martensite ; • l’existence de contraintes importantes au niveau de la soudure (retrait et bridage). Si le soudeur ne peut qu’espérer minimiser les contraintes en intervenant sur la conception de l’assemblage et sur le choix des séquences de soudage, il doit agir sur les deux autres paramètres : • Limiter la teneur en hydrogène du métal fondu à travers le choix des conditions de soudage : procédé, produit d’apport, flux et gaz éventuellement ; et les précautions prises lors des opérations : préparation, propreté, faible humidité ambiante… • Limiter la quantité de martensite formée dans la zone affectée par la chaleur en agissant sur les conditions opératoires et notamment sur l’énergie de soudage. Pour apprécier le risque de fissuration à froid d’un acier donné, les praticiens utilisent un repère dit carbone-équivalent qui associe au sein d’une même formule l’effet durcissant du carbone et l’augmentation de trempabilité due aux éléments d’alliage. La formule la plus utilisée qui fait aussi référence dans les normes européennes est celle adoptée par l’Institut international de la soudure, à savoir : CEV = C + Mn/6 + (Cr + Mo + V)/5 + (Ni + Cu)/15 Cette forme d’évaluation ne conduit pas à des limites communes à toutes les nuances d’acier soudables ; chaque classe fait l’objet de limitations différentes selon les pratiques 128



en œuvre industrielles et les constructions considérées. Pour agir sur les conditions opératoires, les producteurs proposent des abaques (voir FD A 36-000) du type de celui représenté à la figure 3.8 qui définissent la soudabilité métallurgique d’un acier donné. Ils permettent éventuellement le choix des conditions de préchauffage si l’adoption d’une énergie de soudage assez élevée ne suffit pas à résorber le risque de fissuration à froid. Mais, dans ce cas, le soudeur doit préalablement tout faire pour réduire la teneur en hydrogène du métal fondu, mesure beaucoup plus efficace et plus facile à mettre en œuvre. Un point particulier doit être pris en compte si la construction soudée doit être soumise à des sollicitations de fatigue car sa résistance va dépendre alors essentiellement des concentrations de contraintes engendrées par la géométrie du cordon de soudure (macro et micro-géométrie). Cette influence très importante impose de réaliser l’assemblage avec :

ALLIAGES FERREUX

B

• un cordon présentant un angle de raccordement faible, • des défauts petits et en faible nombre, • des contraintes résiduelles faibles. Pour obtenir le comportement le meilleur il sera, par ailleurs, judicieux de mettre en œuvre les procédures : • d’amélioration de la géométrie du joint (parachèvement du joint) suivantes : – meulage, – refusion TIG, du pied de cordon ; – refusion plasma

}

°

0°

20

10

15

0°

Température de préchauffage (°C)

Épaisseur (mm)

Préchauffage + postchauffage

80 70 60 50 40 30

Électrodes basiques séchées uniquement

20

10 9 8

5

6 7 8 910

20

30 40 50 E équivalente (kJ/cm)

Figure 3.8 – Exemple d’abaque de soudage de l’acier E36. D’après Conseils pour le soudage des aciers de construction métallique et chaudronnée, Otua. 129



• d’introduction de contraintes résiduelles de compression, qui sont alors favorables, par : – grenaillage de précontrainte, – martelage.

3.4.3 Protection de la surface de l’acier contre la corrosion Les aciers d’usage général n’ayant pas une résistance particulière à la corrosion, il est nécessaire de les protéger. Pour ce faire l’utilisateur pourra recourir aux moyens suivants : • Revêtements non métalliques : – peintures, vernis, laques, – matières plastiques : polyéthylène, rilsan…, – émail vitreux cuit au four. • Revêtements organo-métalliques : peintures pigmentées de métaux en poudre ; zinc, aluminium, plomb, acier inoxydable. • Revêtements métalliques, le métal protecteur étant : – électro-déposé : Zn, Cd, Ni, Sn, Cr…, – déposé par immersion dans un bain fondu : Zn, Sn, Pb, Al, – déposé par voie chimique : Ni, – plaqué : acier inoxydable, Ni, Ti… • Conversion chimique de surface : – phosphatation, – chromatation, – oxydation. • À noter que les sidérurgistes proposent des produits revêtus en usine et prêts à l’emploi : – fer blanc – NF EN 10203, – fer chromé – NF EN 10202, – tôles électrozinguées – NF EN 10152, – tôles d’aciers galvanisées – NF EN 10142 et 10147, – tôles plombées – NF A 36-330, – tôles galvanisées et prélaquées : NF P 34-301, – tôles aluminiées – NF A 36-345. Par ailleurs, pour faciliter les opérations de chantier et la préparation de surface préalable à la mise en peinture, on propose des produits grenaillés et prépeints de façon automatique, selon la norme NF EN 10238. Ces produits, dont la couche de calamine et de rouille a été enlevée par grenaillage contrôlé, sont recouverts d’un primaire assurant une protection temporaire et l’accrochage ultérieur du système de peinture.

3.4.4 Contrôle Toutes les normes de produits définissent en détail les conditions de contrôle et les garanties imposées ; l’utilisateur a donc intérêt à se référer à elles et à exiger leur stricte application en notant bien que la composition chimique n’est pas, pour les aciers considérés ici, un élément suffisant de contrôle. La norme NF EN 10204 définit les différents documents de contrôle qui peuvent être fournis à l’acheteur, compte tenu du type de contrôle qu’il a exigé : • Contrôle non spécifique, validé par le producteur sur des produits qui ne sont pas nécessairement ceux livrés, mais qui sont issus du même processus de fabrication que la fourniture. Il est suivi de la remise d’un des trois éléments suivants : – soit attestation de conformité à la commande, sans mention de résultats d’essais ; 130


3.5 Applications

– soit relevé de contrôle, avec résultats d’essais sur des produits du même type fabriqués dans les mêmes conditions ; – soit relevé de contrôle spécifique (dans le cas où le service de contrôle n’est pas hiérarchiquement indépendant des services de fabrication). • Contrôle spécifique effectué sur les produits faisant l’objet de la commande. Il est suivi de la remise : – soit d’un certificat de réception (qui peut prendre trois formes différentes selon la personne qui le valide) ; – soit d’un procès-verbal de réception.

B ALLIAGES FERREUX

3.5 Applications Les aciers d’usage général sont tout d’abord employés pour la construction métallique et notamment pour la réalisation des structures suivantes : • charpentes, • ponts, • pylônes, • réservoirs et appareils à pression, • charpentes pour appareils de levage et de manutention, • trémies et silos. Ils sont également utilisés pour divers autres usages tels que les ouvrages d’art et platesformes marines et peuvent aussi constituer des éléments de structures mobiles dans le matériel ferroviaire roulant, l’automobile, le machinisme agricole, ainsi que des ensembles supports (bâtis) de constructions mécaniques. Par ailleurs, les nuances pour usages spécifiques ont des emplois prédéfinis qui sont explicités Dans le cadre des possibilités de fourniture d’un produit, le choix de la nuance d’acier se fait essentiellement en fonction du taux de travail (sans oublier les sollicitations éventuelles de fatigue) qui, affecté par le coefficient de sécurité, détermine le niveau que doit atteindre la limite d’élasticité, ou parfois la résistance à la traction. Il peut être intéressant d’examiner si l’adoption d’un taux de travail plus élevé peut permettre d’alléger la construction en utilisant un acier à plus haute limite d’élasticité dans la mesure où certains points telles l’amplitude des déformations élastiques ou la stabilité élastique (flambement…), ne deviennent pas critiques. L’utilisation d’aciers à haute limite d’élasticité ne pose pas toujours un problème de soudabilité car ces aciers, lorsqu’ils sont microalliés (niobium, vanadium), ont des soudabilités souvent meilleures que celles d’aciers au carbone manganèse ; c’est le cas par exemple de l’acier S355 M par rapport à l’acier S355 K2G3. Les particularités d’emploi doivent aussi être prises en compte à ce stade. Elles peuvent imposer le choix de nuances spécifiques (appareils à pression par exemple) choix éventuellement orienté par les conditions de mise en œuvre (formage à chaud notamment). Mais ces particularités d’emploi peuvent aussi poser le problème de la tenue à la rupture fragile et on en viendra alors au choix de la qualité. Ce choix de la qualité recouvre la séléction du métal ayant la résistance à la rupture fragile compatible avec les conditions de service. Comme il a été dit section 3.4, cette sélection est délicate. Pour la réaliser on aura recours à la procédure décrite par le fascicule de documentation Afnor, FD A 36-010. Celle-ci permet, à partir de la température minimale de service, de la limite d’élasticité, de l’épaisseur du produit, de la vitesse de 131

3.6 Évolution


sollicitation et du taux de travail, de déterminer la température à laquelle la résilience KCV doit être supérieure à 35 J/cm2 et donc de choisir la qualité d’acier qui, dans la nuance retenue, permet de satisfaire cette condition. La figure 3.9 donne un exemple des conditions d’emploi des trois qualités d’un acier E36 ainsi déduites dans une situation déterminée : • conditions de soudage, • sollicitation statique, • taux de travail égal à la limite d’élasticité augmentée de 50 MPa.

Température de service Température de service T s (°C) Ts (°C)

Actuellement, un constructeur métallique peut aussi se référer à l’annexe C de l’Eurocode 3.

40 40 30 30 22

20 20

3 3

10 10 00

– -10 10 44

– -20 20 – -30 30 – -40 40 50 – -50

– -60 60 0 0

20 20

40 40

60 60

80 100 100 120 140 120 80 140 Épaisseur (mm) Épaisseur (mm)

Figure 3.9 – Exemple d’application du FDa-36-010 (σ – 410 MPa, ε = 10–4 s–1). D’après Bases de choix des aciers de construction métallique, Otua.

3.6 Évolution Actuellement, l’évolution des produits a, comme il se doit, anticipé l’évolution de la construction si bien qu’on peut considérer que les aciers à haute limite d’élasticité sont des aciers dont l’utilisation est en cours de développement. Dans ce domaine l’avenir à moyen terme se prépare avec les aciers qui seront livrés après trempe et revenu, tels qu’ils sont déjà décrits par la norme NF EN 10137. Il en est de même avec les produits revêtus dont l’évolution, dans les types et la qualité des revêtements, se fait tous les jours et permet de proposer aux utilisateurs des produits nouveaux de plus en plus adaptés aux besoins et performants. 132



À titre d’illustration des possibilités d’évolution, on peut citer le cas des aciers définis par la norme NF A 36-212 et destinés à la fabrication d’éléments de plates-formes et de structures marines. Les nuances décrites sont des améliorations des anciennes nuances classiques E24, E28 et E36 ; l’importance des différences, et donc des améliorations, révèle l’ampleur des progrès accomplis par les sidérurgistes.

3.7 Commercialisation Les types, les formes, les dimensions et les tolérances dimensionnelles des produits commercialisés en aciers d’usage général font l’objet d’une abondante normalisation. La commercialisation de ces produits est assurée par des sociétés de négoce qui peuvent être :

ALLIAGES FERREUX

B

• soit des filiales de sociétés sidérurgiques, comme, par exemple : Nozal, Longometal, Datec, Ims, Slpm, Valor, Daval ; • soit indépendantes ; mais qui sont toutes regroupées au sein d’un des organismes suivants : Syndicat national du commerce des produits sidérurgiques (Sncps) – Union des négociants en aciers spéciaux (Unas) 65, avenue Victor-Hugo, 75116 PARIS Tél. : 01 45 00 72 50 Fax : 01 45 00 71 37. Syndicat national du négoce indépendant des produits sidérurgiques (Snips) 91, rue de Miromesnil, 75008 PARIS Tél. : 01 45 61 99 44 Fax : 01 42 25 77 52.

3.8 Renseignements pratiques 3.8.1 Adresses utiles L’utilisateur qui souhaiterait recueillir des informations techniques sur les aciers, les produits sidérurgiques, leurs conditions de mise en œuvre et sur leurs propriétés d’emploi peut, tout d’abord, s’adresser à l’organisme professionnel suivant que la sidérurgie française met à sa disposition : Office technique pour l’utilisation de l’acier (Otua) Construiracier 20 rue Jean Jaurès 92800 PUTEAUX Tél. : 01 55 23 02 30 Fax : 01 55 23 02 49 Pour des produits particuliers, il pourra s’adresser aux organismes professionnels suivants :

Aciers pour emballage Chambre syndicale des aciers pour emballage Immeuble Pacific, 13, cours Valmy 133



92072 PARIS-LA-DÉFENSE Cedex Tél. : 01 41 25 92 87 Fax : 01 41 25 87 55

Étirés, ronds calibrés Syndicat national des fabricants d’étirés et profilés pleins en acier (Étiracier) 2, rue de Logelbach 75017 PARIS Tél. : 01 47 54 94 27 Fax : 01 47 54 94 28

Feuillards laminés à froid Syndicat national du laminage à froid du feuillard d’acier (Snlf) 2, rue de Logelbach 75017 PARIS Tél. : 01 42 12 70 70 Fax : 01 47 54 94 45

Profilés formés à froid Syndicat national du profilage des produits plats en acier (Snppa) 2, rue de Logelbach 75017 PARIS Tél. : 01 42 12 70 75 Fax : 01 47 54 94 45

Tôles prélaquées ECCA Groupe Français 30, avenue de Messine 75008 PARIS Tél. : 01 42 25 26 44 Fax : 01 53 75 02 13

Tôles revêtues Chambre syndicale des tôles revêtues (CSTR) Immeuble Pacific, 13, cours Valmy 92070 PARIS-LA-DÉFENSE Cedex Tél. : 01 41 25 62 10 Fax : 01 41 25 69 35

Tréfilés Syndicat national du tréfilage de l’acier (STA) 2, rue de Logelbach 75017 PARIS Tél. : 01 47 54 94 27 Fax : 01 47 54 94 28 134



Tubes sans soudure Syndicat de l’industrie des tubes étirés et laminés sans soudure en acier (Sitel) 130, rue de Silly, BP 207 92100 BOULOGNE-BILLANCOURT Tél. : 01 49 09 35 00 Fax : 01 49 09 39 20

Tubes soudés

B ALLIAGES FERREUX

Chambre syndicale des tubes soudés en acier Immeuble Pacific, 11, cours Valmy 92070 PARIS-LA-DÉFENSE Cedex Tél. : 01 41 25 83 05 Fax : 01 41 25 87 98 Il pourra aussi s’adresser directement aux producteurs d’aciers dont les adresses sont données ci-après :

Produits longs ADA Rue Maurice-Perse 64340 BOUCAU Tél. : 05 59 64 41 00 Fax : 05 59 64 41 20 Aciéries et laminoirs de Rives BP 60 38140 RIVES-SUR-EURE Tél. : 04 76 91 42 44 Fax : 04 76 65 37 75 Profilarbed 66, rue de Luxembourg L-4221 ESCH-SUR-ALZETTE Tél. : 00 352 531 31 Fax : 00 352 572 578 Europrofil 91, rue du Faubourg Saint-Honoré 75370 PARIS Cedex 08 Tél. : 01 44 71 12 12 Fax : 01 44 71 12 96 Forges et laminoirs de Breteuil 27160 BRETEUIL-SUR-ITON Tél. : 02 32 35 64 30 Fax : 02 32 29 80 84 Laminés marchands européens (LME) 2, rue Émile-Zola, BP 2 59125 TRITH SAINT-LÉGER 135


Tél. : 03 27 14 20 20 Fax : 03 27 14 20 10 SMBA Route de Coutron 24700 LE PIZOU Tél. : 05 53 81 89 75 Fax : 05 53 81 88 66 SDEPM Syam – BP 119 39300 CHAMPAGNOLE Tél. : 03 84 51 61 00 Fax : 03 84 51 62 64 Société des aciers d’armatures pour béton (SAM) 54, avenue Victor-Hugo 92500 RUEIL-MALMAISON Tél. : 01 47 16 08 99 Fax : 01 47 16 08 97 Société des forges de Clairvaux 6, rue de Saint-Petersbourg 75002 PARIS Tél. : 01 44 70 60 50 Fax : 01 42 93 07 95 Société métallurgique de Brévilly 08140 BRÉVILLY Tél. : 03 24 26 30 30 Fax : 03 24 26 45 42 Unimétal BP 3 57360 AMNEVILLE Tél. : 03 87 70 60 00 Fax : 03 87 70 71 34

Produits plats Beautor SA 02800 BEAUTOR Tél. : 03 23 57 71 00 Fax : 03 23 57 41 86 Creusot-Loire industrie Immeuble Pacific, 13, cours Valmy 92070 PARIS-LA-DÉFENSE Cedex Tél. : 01 41 25 95 00 Fax : 01 41 25 95 88 Dillinger Hütte – GTS Postfach 1580 136




D-66748 DILLINGEN (Sarre) Tél. : 00 49 683 14 70 Fax : 00 49 683 47 22 12 MYRIAD 22, avenue Jean-de-Beco 59720 LOUVROIL Tél. : 03 77 53 05 30 Fax : 03 27 53 05 31 Sollac Immeuble Pacific TSA 20002 92070 PARIS-LA-DÉFENSE Cedex Tél. : 01 41 25 91 00 Fax : 01 41 25 87 88 Usinor grains orientés BP 15 62330 ISBERGUES Tél. : 03 21 63 20 00 Fax :

ALLIAGES FERREUX

B

3.8.2. Bibliographie

Revues

Revue de Métallurgie. Matériaux et Techniques. Courrier technique de l’OTUA.

Ouvrages Métallurgie de base à l’usage des utilisateurs de métaux. Éditions PYC-Livres. Le Livre de l’acier. Tec et Doc Lavoisier. Les Aciers thermomécaniques. AFPC et OTUA. Tôles en aciers HLE : choix et mise en forme. CETIM. Techniques de l’ingénieur. M2-1 de M300 à M310. Steel. Verein Deutscher Eisenhüttenleute.

137


138



4 • ACIERS SPÉCIAUX

DE CONSTRUCTION MÉCANIQUE

ALLIAGES FERREUX

B Guy Murry Selon la norme européenne NF EN 10020, un acier spécial est, la plupart du temps, destiné à un traitement thermique (trempe et revenu, trempe superficielle…). De ce fait, il se caractérise par une réponse régulière à ce traitement. Sa composition, ajustée dans le cadre d’une élaboration particulière, lui confère une bonne propreté inclusionnaire, des facilités de façonnage et des aptitudes particulières à l’emploi. Il peut être allié ou non. Selon la même norme, un acier a généralement une teneur en carbone inférieure à 2 %, cette valeur marquant la limite courante entre les aciers et les fontes. Parmi les aciers spéciaux se trouvent les aciers de construction mécanique, essentiellement destinés aux mécaniciens. En effet, le traitement thermique final donne à ces aciers des propriétés d’emploi très performantes, tandis qu’un ou plusieurs traitements thermiques intermédiaires les mettent en œuvre (par formage, usinage, etc.) dans les conditions les moins pénalisantes et les plus économiques. Les mécaniciens mettent donc à profit la remarquable facilité d’adaptation des aciers. Les traitements thermiques permettent d’obtenir des propriétés mécaniques très variées en fonction des états structuraux. De plus, il est possible d’obtenir des propriétés très particulières sur les zones de surface des pièces en acier par une modification locale de la composition chimique. Ce sont toutes les solutions apportées par les traitements thermochimiques, lesquels justifient parfois, pour une meilleure exploitation, l’utilisation de nuances d’aciers spécifiques. En utilisant les traitements thermiques industriels de durcissement pour aciers spéciaux de construction, les mécaniciens recherchent un judicieux compromis entre les caractéristiques de résistance et celles de ductilité, pour assurer simultanément la performance des pièces et la sécurité en service. Les caractéristiques de résistance sont fonction de la capacité de durcissement de l’acier tandis que le niveau des caractéristiques de ductilité dépend : • d’une part, de l’habituelle compétition entre résistance et ductilité, • d’autre part, de divers facteurs métallurgiques tels que l’état inclusionnaire et la grosseur de grain. Par ailleurs, les mécaniciens demandent aussi à ces aciers d’être relativement faciles à travailler. Les particularités liées à cette exigence complémentaire seront examinées dans le cadre de la mise en œuvre. 139



4.1 Principes du durcissement des aciers Au voisinage de la température ambiante, le fer présente des caractéristiques de résistance assez faibles (Re de l’ordre de 110 N/mm2 à 120 N/mm2). Pour les augmenter, il faut diminuer ses possibilités de déformation plastique qui dépendent de la mobilité des dislocations. Il faut donc installer sur le parcours de ces dernières des obstacles qui pourront être : • d’autres dislocations générées par écrouissage, • des atomes étrangers introduits en solution solide, • des joints de grain, • des précipités.

4.1.1 Durcissement par écrouissage Les forces d’interaction (attraction ou répulsion), les contraintes créées par les dislocations en dehors de leur plan et les crans formés lors des croisements freinent les dislocations mobiles. La valeur de la contrainte nécessaire pour déplacer une dislocation est globalement égale à la somme : • d’un terme constant égal à la contrainte apte à déplacer une dislocation dans un monocristal parfait, • d’un terme proportionnel à la racine carrée de la densité des dislocations. Cette densité peut approximativement varier de 106 cm/cm3 dans un acier recuit à 1011 cm/cm3 à 1012 cm/cm3 dans un acier écroui. La courbe de traction décrit les possibilités d’un tel durcissement qui consomme une part plus ou moins grande de la plasticité du métal de départ. Ce durcissement diminue et peut totalement disparaître à l’occasion d’un réchauffage susceptible de provoquer une restauration ou une recristallisation.

4.1.2 Durcissement par les éléments en solution solide Les éléments d’alliage en solution solide ayant des rayons atomiques différents de celui des atomes de fer créent des distorsions élastiques du réseau et engendrent de ce fait des interactions avec les dislocations. Si les atomes en solution sont peu mobiles (soluté en substitution), une ligne de dislocation, gênée dans son déplacement, s’arrête provisoirement sur ces obstacles en se déformant selon la répartition des atomes du soluté : l’effort nécessaire pour reprendre son déplacement est augmenté (il faut l’arracher à cette position plus stable). Si les atomes en solution sont très mobiles (soluté en insertion), ils vont diffuser vers les zones perturbées autour des dislocations, formant des nuages de Cotrell et ancrant ainsi ces dernières, alors plus difficiles à déplacer. L’efficacité du durcissement par effet de solution solide d’éléments d’alliage en substitution est limitée par les lois qui régissent les possibilités de mise en solution solide. La figure 4.1 traduit la quantification de cet effet.

4.1.3 Durcissement par les joints de grain Les joints de grain constituent des obstacles naturels sur le parcours des dislocations. Leur effet est traduit par la loi de Hall-Petch : Re = R0 + kd –1/2 140


4 • Aciers spéciaux de construction mécanique Durcissement HV 70 P

60

Si

50

40

B

30

20

ALLIAGES FERREUX

Mn Mo Ni

10 Cr

O

0,5

1

1,5

2

2,5

Teneur en élément d'addition ( % massique)

Figure 4.1 – Durcissement de la ferrite par effet de solution solide. D’après Lacy et Gensamer. où Re est la limite d’élasticité, d le diamètre moyen des grains (ce paramètre décrit indirectement l’importance des joints de grain) et k est un facteur variant, avec la structure de l’acier, entre environ 15 et 30 (pour Re exprimée en N/mm2). Ce durcissement est difficile à mettre en œuvre car il implique des processus de recristallisation à chaud au cours des opérations de laminage et de forgeage.

4.1.4 Durcissement par des précipités Lorsqu’une dislocation rencontre sur son parcours un précipité, c’est-à-dire une particule de seconde phase, elle doit pour franchir l’obstacle : • soit cisailler la particule, • soit contourner la particule. Le cisaillement (figure 4.2) crée une discontinuité à la surface de la particule et, éventuellement, une interface à l’intérieur de la particule entre les deux parties qui ont glissé l’une par rapport à l’autre. Il peut à l’extrême provoquer la fracture de la particule en deux fragments.

Figure 4.2 – Cisaillement d’un précipité dans le plan de glissement d’une dislocation coin. 141



Ces opérations consomment de l’énergie et se déroulent préférentiellement lorsqu’il existe une certaine continuité entre les plans cristallins du métal de base et ceux de la particule, c’est-à-dire lorsque les précipités sont partiellement ou totalement cohérents. L’effort nécessaire pour cisailler un précipité dépend de l’énergie d’interface et de ses caractéristiques mécaniques (et donc de sa composition chimique), mais surtout croît fortement avec la taille. Le contournement intervient quand les particules ne peuvent pas être cisaillées (figure 4.3). La dislocation, parvenue au voisinage d’un alignement de particules, va s’allonger sous l’effort appliqué en poursuivant son déplacement dans l’espace libre entre les précipités jusqu’à parvenir à un état extrême qui permet : • la recombinaison des arcs entre eux pour reformer une nouvelle dislocation, • la formation de boucles de dislocation autour des particules, ce qui gênera ultérieurement le passage d’une autre dislocation. L’effort nécessaire pour contourner ainsi des particules dépend essentiellement de la dispersion des précipités. Le durcissement par précipitation d’une seconde phase est d’autant plus important, toutes choses égales par ailleurs, que le volume global des précipités est grand. Mais, quand ce volume reste constant, le durcissement dépend de la taille des particules. L’effort nécessaire : • pour cisailler les particules croît avec le diamètre moyen de ces dernières et avec leur dureté, • pour contourner les particules décroît quand leur nombre diminue (ce qui signifie qu’elles sont plus grosses). La figure 4.4 illustre la combinaison de ces deux effets. Le durcissement maximal est acquis lorsque le diamètre des particules atteint une valeur critique qui constitue donc l’optimum à obtenir lors de la précipitation. Le durcissement par précipitation est, lorsqu’il est possible, le plus efficace et le plus performant. Il exige l’introduction d’un ou de plusieurs éléments d’alliage capables de créer une seconde phase. Mais la pratique industrielle montre que, pour parvenir à un durcissement efficace (c’est-à-dire pour donner aux précipités un diamètre moyen proche du diamètre optimal), il est nécessaire de pouvoir remettre les précipités en solution solide. En effet, ceux formés au cours du refroidissement qui suit la solidification sont très généralement beaucoup trop gros donc peu durcissants. Il faut ensuite provoquer la précipitation pour obtenir les particules de dimensions adéquates. On trouve ici l’origine et la justification du traitement thermique de durcissement. L’élément d’alliage principal des aciers de construction mécanique, qui va créer la seconde phase, est le carbone qui, en pratique, précipite sous forme de carbures du fer 1

2

3

Figure 4.3 – Contournement de précipités par une dislocation coin. 142

4.2 Durcissement par précipitation


de carbures Effort

Effort

r Pa

u le

s

s

Cisaillement mo

in s

es dur

Contournement

B ALLIAGES FERREUX

Pa

r t ic

s u le

tic

re du

Diamètre moyen des précipités

Diamètre moyen des précipités

Effort

Bilan

d op d op Diamètre moyen des précipités

Figure 4.4 – Effets de la taille et de la dureté des précipités.

ou de carbures, éléments d’alliage carburigènes ajoutés à l’acier (vanadium, molybdène, tungstène…).

4.2 Durcissement par précipitation de carbures Le durcissement du fer par précipitation de carbures est rendu possible par les transformations allotropiques (au chauffage et au refroidissement) du fer qui s’accompagnent de variations importantes de solubilité du carbone. En effet, si l’on considère la partie du diagramme d’équilibre fer/carbone (figure 4.5) qui concerne les aciers (C % < 2), on constate qu’à l’état solide : • à haute température, le réseau cristallin du fer est cubique à faces centrées fer (γ) et la solubilité du carbone peut alors atteindre environ 2 % en poids ; • à basse température, le réseau cristallin du fer est cubique centré fer (α) et la solubilité du carbone est alors très faible (elle ne dépasse pas 0,02 %).

143



de carbures

Température (°C)

1 200

1 148 °C

D Austénite

1 000

912

Début austénite B

ferrite pro-eutectoïde

Arrêt austénite pro-eutectoïde

ferrite

Précipitation de Fe 3 C à partir de l'austénite Austénite + Fe 3 C

800 C

I

E

600

727 °C

Austénite (0,77 % C)

Perlite Précipitation de Fe 3 C à partir de la ferrite pour les deux aciers

400

Ferrite + Cémentite

G 20 0,4

0,77

1,6

2,11

Teneur en carbone (%)

Figure 4.5 – Partie du diagramme d’équilibre Fe/Fe3C intéressant les traitements de durcissement.

Le carbone change d’état avec les transformations allotropiques. En solution solide dans le fer γ (cette solution est appelée austénite) à haute température, il précipite à l’état d’équilibre à la température ambiante sous forme de petits grains de carbures de fer (appelés cémentite) mélangés avec des grains de fer ne contenant pratiquement pas de carbone (la ferrite) au sein d’un agrégat appelé perlite : • on appelle hypoeutectoïde un acier avec une teneur en carbone inférieure à 0,77 % qui, transformé dans des conditions proches des conditions d’équilibre, est constitué de grains de ferrite fer (avec C % < 0,02) et de perlite ; • on appelle hypereutectoïde un acier avec une teneur en carbone supérieure à 0,77 % qui, transformé dans des conditions proches des conditions d’équilibre, est constitué de grains de cémentite (Fe3C, 6,69 % de C et 93,31 % de Fe) et de perlite. On désigne par AC1 et AC3 les limites (respectivement inférieure et supérieure) de l’intervalle de température dans lequel, au cours d’un chauffage lent (150 °C à 300 °C par 144



heure), se fait la transformation des aciers hypoeutectoïdes et par AC1 et ACm ces mêmes limites pour un acier hypereutectoïde. Il est donc possible de mettre le carbone en solution solide dans le fer à haute température, ce qui permet de redissoudre les carbures trop grossiers formés lors de la solidification. Mais les conditions pratiques dans lesquelles sont effectués ce chauffage et le refroidissement qui suit sont des conditions industrielles, très différentes des conditions d’équilibre. Dès lors, il devient nécessaire de savoir d’une part comment se fera la mise en solution des carbures et, d’autre part, comment se fera leur reprécipitation ultérieure. Ces évolutions sont décrites par les diagrammes de transformation au chauffage et au refroidissement.

ALLIAGES FERREUX

B

4.2.1 Transformations au cours d’un chauffage industriel La figure 4.6 donne un exemple diagramme de transformation en chauffage continu pour un acier au chrome-molybdène. Ce type de diagramme est tracé dans un système de coordonnées avec le logarithme du temps en abscisse et la température en ordonnée. Les courbes définissent, pour chaque loi de chauffage reportée, les températures auxquelles débute (AC1) et se termine (AC3) la transformation en austénite de la phase stable à la température ambiante. Des courbes complémentaires définissent : • la limite de température au-delà de laquelle la composition de l’austénite est homogène, c’est-à-dire que les hétérogénéités dans la répartition du carbone ont disparu ; • les températures auxquelles la grosseur des grains d’austénite correspond à certaines valeurs de l’indice caractéristique (10 correspond à un diamètre moyen de 11 µm, 8 à 22 µm, 6 à 44 µm, 4 à 88 µm). Ce diagramme montre que, lorsque le chauffage devient de plus en plus rapide : • l’intervalle de température dans lequel se développe la transformation se déplace vers de plus hautes températures. Il faut toutefois remarquer que, dans l’exemple choisi (acier 35CrMo4), un chauffage qui porterait le métal à 825 °C en 104 s, soit en un peu moins de 3 heures, permettrait de provoquer la transformation dans un domaine de température pratiquement identique aux conditions d’équilibre ; • l’homogénéité de composition de l’austénite n’est obtenue qu’à des températures de plus en plus élevées. Pour l’exemple choisi, on constate que le chauffage qui porte le métal à 825 °C en 104 s permettra d’atteindre la limite du domaine d’homogénéité seulement en fin de chauffage. Ce fait peut être aggravé si l’acier contient des éléments d’alliage carburigènes (éléments tels que le molybdène, le vanadium, le tungstène, le titane, le niobium, le chrome qui ont plus d’affinité pour le carbone que le fer). La mise en solution de ces carbures, plus difficile, prend donc plus de retard au point de rester, parfois, inachevée ; • le grossissement des grains d’austénite n’intervient qu’à des températures de plus en plus élevées ; les chauffages rapides permettent d’atteindre le domaine de température où l’austénite est homogène en élevant la température d’austénitisation sans engendrer pour autant un grossissement néfaste des grains d’austénite. Pour un acier hypereutectoïde, la rapidité du chauffage exerce la même influence mais, en présence d’éléments d’alliages carburigènes, la difficulté à mettre en solution les carbures spéciaux va accroître la sensibilité à l’accélération du chauffage. Ainsi, comme le montre la figure 4.7 pour un acier du type 100Cr6, la température limite de mise en solution des carbures s’élève beaucoup lorsque la rapidité du chauffage augmente. La limite à franchir pour obtenir une austénite de composition homogène est déplacée vers des températures plus hautes. 145



de carbures

Température (°C)

1 200 Grain Austénite homogène

γ

3 4

1 100 5 6 7 1 000

8

9

Austénite non homogène

10 900

Ferrite Ferrite

+ Carbures

+

800

Perlite

+ Austénite

+

Austénite Ferrite + Perlite 700 0,1

1

10

10

2

10

3

10

4

Temps (s)

Figure 4.6 – Diagramme de transformation en chauffage continu d’un acier du type 35CrMo4 (d’après l’Atlas du Max Planck Institut).

La cinétique de la mise en solution des carbures conditionne l’évolution de la température optimale d’austénitisation. L’état structural initial de l’acier va donc exercer une influence très sensible sur la position des courbes du diagramme de transformation en chauffage continu. Pour des conditions de chauffage données, le décalage vers de hautes températures est d’autant plus important que les carbures, à l’état initial, sont plus gros et plus globulaires. À titre d’exemple, la mise en solution des carbures d’un acier de type 50CrMo4 s’achève à des températures différentes suivant la taille des carbures : • 1 170 °C avec des carbures globulaires et grossiers, • 980 °C avec carbures de taille moyenne, • 950 °C avec des carbures très fins. Par ailleurs, la transformation qui ne serait pas achevée à la température d’arrêt du chauffage se poursuit au cours du maintien en température et se termine d’autant plus vite que la température est plus élevée. Le processus d’homogénéisation de l’austénite comme le grossissement des grains d’austénite se poursuivent eux aussi au cours du maintien. Un très court maintien, en homogénéisant l’austénite, évite donc de porter le métal à une température trop élevée. Ainsi, par exemple, pour un acier du type 35CrMo4, chauffé à 130 °C/s, l’homogénéité de composition de l’austénite pourra être obtenue : 146



ALLIAGES FERREUX

B

Figure 4.7 – Diagramme de transformation en chauffage continu d’un acier du type 100Cr6. D’après l’Atlas du Max Planck Institut. • par • par • par • par

chauffage chauffage chauffage chauffage

à à à à

1 020 °C sans maintien, 960 °C avec 1 s de maintien, 900 °C avec 4 s de maintien, 850 °C avec 15 s de maintien.

4.2.2 Transformation au cours d’un refroidissement industriel Après la mise en solution des carbures, le déroulement de la transformation est perturbé après la mise en solution des carbures au cours d’un refroidissement industriel, c’est-à-dire en conditions hors équilibre. En effet, le refroidissement industriel le plus lent est encore beaucoup trop rapide ; il ne permet pas un séjour suffisamment long à chaque température pour que l’évolution se fasse à l’équilibre. La transformation prend du retard, ce qui la rejette vers des températures plus basses. Plus le refroidissement est rapide, plus le décalage est important. La température de l’alliage s’abaisse alors de manière telle que les transformations peuvent devenir très difficiles ; il peut même leur être impossible de se développer normalement. Le diagramme de transformation en refroidissement continu, dit aussi diagramme TRC ou CCT, décrit les conditions dans lesquelles se déroulent les transformations structurales d’un acier préalablement porté à l’état austénitique (c’est-à-dire chauffé pour transformer le fer α en fer γ et dissoudre les carbures) au cours de refroidissements de type industriel. Les refroidissements considérés peuvent être relativement lents (réalisés en four) revenant à 20 °C en un jour environ ou très rapides (trempe à l’eau de petits échantillons). 147



Le diagramme indique les domaines de températures dans lesquels se produisent les transformations structurales, domaines qui se situent tous au-dessous de AC3 ou ACm et à des températures d’autant plus basses que le refroidissement est plus rapide. On distingue (figure 4.8) : • un domaine A (pour austénite) ou A + C (pour austénite et carbures si tout le carbone n’est pas dissous), dans lequel l’austénite formée à haute température (ici 850 °C) n’est pas encore transformée ; • seulement pour un acier hypoeutectoïde, un domaine A + F (pour austénite et ferrite) dans lequel l’austénite se transforme partiellement en ferrite (proeutectoïde) pendant que le reste de l’austénite s’enrichit en carbone ; • un domaine A + F + C (pour austénite, ferrite et carbures) ou A + P (pour austénite et perlite) au-dessus de 500 °C dans lequel l’austénite enrichie en carbone au cours de la traversée du domaine précédent se transforme en perlite ; • un domaine A + F + C ou A + B au-dessous de 550 à 500 °C environ dans lequel l’austénite se transforme en bainite, mélange de petits grains de ferrite et de petits grains de cémentite (d’où les symboles A + F + C pour austénite, ferrite et cémentite ou A + B pour austénite et bainite). On distingue généralement : – la bainite supérieure formée à relativement haute température (400 °C à 500 °C), agrégat assez grossier de ferrite et de cémentite en bâtonnets ou plaquettes, – la bainite inférieure formée à relativement basse température (300 °C à 400 °C), agrégat de ferrite plus ou moins aciculaire et de cémentite très finement précipitée. Ces bainites comportent les mêmes constituants élémentaires (ferrite et cémentite) que la structure d’équilibre, mais elles se forment dans des conditions très différentes de celles de la transformation à l’équilibre, ce qui leur donne des performances mécaniques très sensiblement supérieures à celles des structures ferrito-perlitiques ; • un domaine A + M (dans les cas considérés ici au-dessous de 310 °C) dans lequel l’austénite se transforme progressivement en martensite, d’autant plus dure que la teneur en carbone est plus élevée. En présence d’une teneur en carbone supérieure à 0,08 % environ, ce durcissement provoque une fragilisation qui croît avec la teneur en carbone et rend le métal peu utilisable en sécurité. Pour lui redonner une certaine ductilité, il faudra précipiter le carbone ; c’est l’objet du revenu. La formation de la martensite se fait uniquement pendant le refroidissement au-dessous d’une température Ms à laquelle elle commence. Selon la formule de Koïstinen et Marburger, on admet généralement que le pourcentage de martensite formé au-dessous de Ms est de : • 20 % • 40 % • 60 % • 80 % • 90 % • 95 % • 97 %

à à à à à à à

20 °C au-dessous de Ms, 46 °C, 83 °C 146 °C, 209 °C, 272 °C, 319 °C au-dessous de Ms.

En deçà, dans la pratique, on admet souvent que la transformation martensitique est terminée quand la température atteint le niveau correspondant à Ms – 300 °C à Ms – 320 °C environ. Cette donnée montre par ailleurs que la transformation martensitique des aciers dont le point Ms est inférieur à 320 °C à 340 °C n’est pas terminée quand le refroidissement est arrêté à la température ambiante (pour les aciers non alliés, Ms = 320 °C à 340 °C correspond à une teneur en carbone de l’ordre de 0,5 %). Il subsiste de l’austénite non transformée que l’on dénomme austénite résiduelle. 148



ALLIAGES FERREUX

B

Figure 4.8 – Diagramme de transformation en refroidissement continu d’un acier du type 35Cr4 (d’après l’Atlas de l’IRSID).

L’austénite résiduelle peut continuer à se transformer en martensite si le refroidissement se poursuit au-dessous de la température ambiante (c’est le traitement par le froid). Elle peut aussi se décomposer (généralement en bainite) à l’occasion d’un réchauffage. La martensite est un constituant instable, totalement hors équilibre dans lequel le carbone est piégé comme s’il était en solution solide. Elle est donc susceptible de se décomposer en fer α cubique centré et cémentite dès qu’un réchauffage (même léger) porte l’alliage dans un domaine de température où la précipitation des carbures peut se faire (c’est le processus de revenu). Le diagramme TRC indique également la dureté de l’alliage à la fin de chaque loi de refroidissement, ce qui permet de préciser la relation entre état structural et propriétés mécaniques, vues à travers la dureté. Les structures contenant de la perlite (avec de la ferrite ou des carbures) se forment à l’occasion des refroidissements les plus lents alors que les refroidissements les plus rapides conduisent à la formation de martensite. Les refroidissements intermédiaires engendrent des transformations successives qui conduisent à des mélanges plus ou moins complexes (ferrite + perlite + bainite ; ferrite + bainite ; ferrite + bainite + martensite ; bainite + martensite par exemple). Mais dans ces diverses situations, les carbures de fer, lorsqu’ils sont précipités, le sont principalement à côté des grains de ferrite et non pas dans ces grains ; ainsi le durcis149



sement du fer par précipitation n’est pas très efficace. Seule la martensite, qui contient le carbone dispersé hors équilibre à l’état atomique et donc non précipité, permet une précipitation au sein des grains par retour vers l’état d’équilibre à l’occasion d’un réchauffage contrôlé, dit revenu. Les éléments d’alliages ajoutés aux aciers et aux fontes modifient les conditions de refroidissement dans lesquelles se forment les différents constituants. Ils déplacent les domaines de transformation vers des lois de refroidissement plus lentes car le domaine de refroidissement dans lequel apparaît la martensite s’agrandit. Plus la martensite se forme à l’occasion de refroidissements lents, plus l’alliage est « trempant » et de ce fait plus sa « trempabilité » est grande. Pratiquement, tous les éléments d’alliage introduits dans l’acier augmentent la trempabilité à l’exception du cobalt qui la diminue. Les éléments non carburigènes retardent aussi bien la formation des structures ferrito-perlitiques que celle des bainites. Leur efficacité peut être considérée comme : • forte pour le manganèse, • moyenne pour le nickel, • faible pour le cuivre et le silicium. Les éléments carburigènes ne produisent pas le même effet sur la formation des structures ferrito-perlitiques et bainitiques : • pour retarder la formation des structures ferrito-perlitiques, le vanadium (à faibles teneurs), le molybdène et le niobium agissent fortement alors que les effets du chrome et du tungstène sont plus limités ; • pour retarder la formation des structures bainitiques, le chrome a un effet fort, le molybdène un effet moyen, le niobium, le vanadium et le tungstène un effet faible. Les diagrammes de transformation en conditions isothermes (dits TTT) présentent le déroulement des transformations des aciers, en évitant notamment les mélanges de constituants. Ils décrivent les phénomènes qui accompagnent le passage du fer γ au fer α dans des conditions particulières (figure 4.9) : • l’austénite est supposée passer instantanément de sa température d’équilibre à la température de transformation, ce qui est pratiquement irréalisable industriellement ; • l’évolution de la transformation n’est décrite qu’à la température considérée. De ce fait, les conséquences du refroidissement qui suit le maintien à la température de transformation ne sont aucunement indiquées. Si la transformation de l’austénite n’est pas achevée à cette température, le diagramme ne donne aucune indication sur son devenir. En conséquence, ces diagrammes isothermes ont une utilisation industrielle assez limitée puisqu’il est très difficile de refroidir très rapidement le métal depuis sa température d’austénitisation jusqu’à la température de transformation. Néanmoins, ils permettent de définir des procédures de traitement thermique qui conduisent à un constituant unique (bainite notamment).

4.2.3 Précipitation des carbures à partir de l’état martensitique La martensite, constituant totalement hors équilibre, évolue très facilement vers cet état dès qu’une élévation de température permet la germination et la croissance des carbures. Dans la pratique, on développe ce processus dans trois domaines de température. • Entre 180 °C et 220 °C. Ce revenu, dit de détente, ne donne qu’un retour très partiel vers l’état d’équilibre. Il provoque une précipitation incomplète du carbone sous forme de 150



ALLIAGES FERREUX

B

Figure 4.9 – Diagramme de transformation en conditions isothermes d’un acier du type 42Cr4 (d’après l’Atlas de l’IRSID).

carbure ε, ce qui engendre une diminution des contraintes propres existant à l’échelle de la maille quadratique de la martensite. Un tel revenu entraîne une faible baisse de la résistance à la traction et de la dureté, tout en augmentant légèrement la limite d’élasticité et en améliorant un peu le niveau des caractéristiques de ductilité. Il est donc réalisé lorsque les conditions d’emploi exigent la conservation des caractéristiques de résistance à leur niveau le plus élevé sans imposer de contraintes sur la ductilité. En l’absence de transformation de l’austénite résiduelle, si ce n’est sa stabilisation, il peut être précédé d’un traitement par le froid si l’on veut disposer du durcissement maximal. • Entre 525 °C et 575 °C. Ce revenu, dit banal, provoque la précipitation complète du carbone soit sous forme de Fe3C, soit sous forme de cémentite substituée dans laquelle des atomes de fer sont remplacés par des atomes de certains éléments d’alliage (manganèse, chrome, molybdène…). Il entraîne une baisse importante des caractéristiques de résistance, mais aussi un relèvement très sensible des caractéristiques de ductilité. Pratiquement, le compromis entre ces caractéristiques est satisfaisant pour assurer un bon comportement mécanique de l’acier. • Entre 625 °C et 675 °C. Ce revenu est appliqué aux aciers qui contiennent des éléments carburigènes tels que le molybdène, le vanadium, le tungstène, le niobium, le titane, le chrome. À ces températures, les carbures précipitent (très finement, sauf pour le chrome, 151



à partir de 600 °C) et provoquent un durcissement sensible appelé durcissement secondaire. Celui-ci s’accompagne, bien évidemment, d’une baisse des caractéristiques de ductilité qui fait que l’on préfère provoquer un léger grossissement des carbures (et donc une restauration de la ductilité) en élevant la température au-dessus de 625 °C. Les revenus effectués à des températures comprises entre 500 °C et 675 °C provoquent la transformation de l’austénite résiduelle : • soit directement en bainite au cours du chauffage ; • soit indirectement (cas de certains aciers très alliés) en martensite secondaire formée au cours du refroidissement après revenu, l’austénite résiduelle ayant été déstabilisée pendant le maintien à la température de revenu. Les revenus doivent s’achever par un refroidissement assez rapide jusqu’à une température voisine de 400 °C pour éviter tout risque d’apparition de la fragilité de revenu réversible.

4.2.4 Traitement thermique de durcissement des aciers Le durcissement des aciers par précipitation de carbures passe par la réalisation des opérations suivantes : • la mise en solution des carbures dans l’austénite par chauffage (austénitisation), • le refroidissement adapté pour transformer l’acier en martensite, • le réchauffage pour provoquer la précipitation des carbures dans les grains de ferrite (revenu). Dans ces conditions, l’acquisition des caractéristiques de résistance par traitement thermique dépend de deux propriétés fondamentales de l’acier : sa capacité de durcissement et sa trempabilité. La capacité de durcissement, qui détermine la gamme des performances accessibles, se caractérise par le niveau maximal de dureté que peut atteindre l’acier après avoir subi le traitement thermique optimal. Cette capacité de durcissement dépend essentiellement de la teneur en carbone de l’acier. Il s’agit d’une caractéristique intrinsèque. On peut noter qu’une opération de cémentation augmente la teneur locale en carbone, et donc localement la capacité de durcissement. La trempabilité conditionne les possibilités pratiques d’obtention des niveaux potentiels de durcissement par précipitation sur des pièces de différentes sections. Elle peut se définir comme l’aptitude d’un acier à acquérir son durcissement optimal, et donc ses propriétés d’emploi, par traitement thermique dans des conditions industrielles. Cette trempabilité dépend surtout des éléments d’alliage ajoutés à l’acier et de la taille des grains d’austénite ; toutes proportions gardées, plus ceux-ci sont gros, plus la trempabilité est grande. Un acier sera dit d’autant plus trempant qu’il répondra correctement au traitement de durcissement alors que la section des pièces réalisées est plus grande. En passant d’une nuance d’acier à une autre nuance plus trempante (c’est-à-dire plus alliée), on peut : • refroidir moins énergiquement une pièce de dimensions données pour engendrer la transformation martensitique à cœur, • obtenir par trempe dans un milieu donné une transformation martensitique à cœur de pièces de plus forte section. Facteur de faisabilité du durcissement, la trempabilité a une grande importance industrielle. L’essai Jominy, défini par la norme NF A 04-303, permet de la caractériser et, par conséquence, de la garantir. Il consiste à austénitiser une éprouvette cylindrique de 152



25 mm de diamètre et 100 mm de longueur, puis à la refroidir en la soumettant, après l’avoir suspendue verticalement, à l’action d’un jet d’eau qui vient frapper, de bas en haut, son extrémité inférieure. L’acier subit ainsi différentes conditions de refroidissement continu. Les refroidissements continus naturels sont de plus en plus rapides quand on se rapproche de l’extrémité refroidie et de plus en plus lents quand on s’en éloigne (figure 4.10). La définition précise des conditions opératoires de l’essai Jominy permet, si l’on admet que la conductibilité thermique des aciers de traitement thermique varie peu d’une nuance à une autre (si la teneur en chrome est inférieure à 8 %), de considérer que chaque point des génératrices de l’éprouvette est soumis à des conditions de refroidissement qui restent identiques d’un essai à l’autre.

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Après refroidissement, on rectifie deux méplats parallèles selon deux génératrices opposées du cylindre et, sur ces deux méplats, on réalise des mesures de dureté en des points situés à des distances définies et croissantes de l’extrémité refroidie (1,5, 3, 5, 7,… jusqu’à 70 mm). Le résultat de l’essai s’exprime à l’aide d’une courbe, dite courbe Jominy, qui donne, en fonction de la distance à l’extrémité refroidie, les variations de la dureté mesurée sur les deux méplats (figure 4.11). Cette courbe décrit donc le résultat de la transformation γ → α d’un acier lorsque cette dernière se développe dans les conditions de refroidissement définies par la distance à l’extrémité trempée correspondante. L’essai Jominy apporte aussi un certain nombre de renseignements contenus dans le diagramme TRC : • le palier supérieur, à gauche (figure 4.11), correspond aux conditions de refroidissement qui engendrent une transformation uniquement martensitique. Son niveau est donc en relation directe avec la quantité de carbone mise en solution au cours de l’austénitisation. Cette relation s’exprime par la courbe bien connue reliant la dureté de la martensite à la teneur en carbone (figure 4.12). L’extrémité droite de ce palier définit les conditions de refroidis-

Figure 4.10 – Schéma et lois de refroidissement de l’éprouvette Jominy. 153



de carbures

sement correspondant à la loi de refroidissement critique de transformation martensitique. Au-delà de ce point, les structures sont mixtes ;

Dureté HRC Dureté HRC

Aciers à 1 % Cr et 0,25 % Mo à teneur (%) en carbone

60

60

0,50

50

50

a a = acier 34CrNiMo6 b = acier 34CrMo4 c = acier 34Cr4

0,42 40

40

0,34

30

b

30

0,25

c

20

20 0

5

10

20

30

40

0

50

5

10

20

30

40

50

Distance à l'extrémité refroidie (mm)

Distance à l'extrémité refroidie (mm)

Figure 4.11 – Exemples de courbes Jominy.

• la variation de la dureté au-delà de l’extrémité droite (figure 4.11) du palier supérieur renseigne sur l’évolution de l’état structural de l’acier si l’on se réfère aux courbes habituelles qui indiquent comment, en fonction de la teneur en carbone, varie la dureté des structures à différentes proportions de martensite (figure 4.12). Duret HV 1 000 % martensite 900

100

800 90 700 80

600 70

500

400 300 200 100

O

0,1

0,2

0,3

0,4

0,5

0,6

0,7

Teneur en carbone (%)

Figure 4.12 – Dureté de quelques structures plus ou moins martensitiques. 154



• d’une manière générale, la forme et la position de la courbe renseignent sur « l’état de trempe » qui peut être obtenu après différents refroidissements, ceci par comparaison entre le niveau de dureté au point considéré et les extrêmes représentés par le palier supérieur et la limite basse vers laquelle tend la dureté à la suite des refroidissements les plus lents. Il faut noter que la courbe Jominy d’un acier de traitement thermique est un élément de la définition de ce dernier ; elle fait partie des caractéristiques contrôlées et faisant l’objet d’une garantie.

B ALLIAGES FERREUX

4.3 Traitements thermiques de surface Les traitements de surface ont pour objet d’améliorer les performances mécaniques des pièces sollicitées principalement au voisinage de leur surface et d’accroître ainsi, par exemple : • leur endurance sous des contraintes non uniformes (flexion, torsion), • leur tenue à la fatigue-roulement sous fortes charges, ce qui permet d’éviter les écaillages, • leur résistance à l’usure. Ils présentent des avantages particuliers : • ils permettent d’obtenir des caractéristiques mécaniques très élevées en surface tout en conservant à cœur une ductilité qui assure la sécurité du fonctionnement, • les conditions de mise en forme ne sont pas affectées par ces procédés qui n’interviennent qu’aux derniers stades de la réalisation des pièces, • le traitement des seules parties fonctionnelles permet d’économiser l’énergie et parfois d’utiliser des aciers moins coûteux. On peut distinguer deux grandes catégories dans ces traitements superficiels : • le durcissement par trempe après chauffage superficiel ; • les traitements thermochimiques qui font intervenir des modifications de la composition du métal au voisinage de sa surface.

4.3.1 Durcissement par trempe après chauffage superficiel Cette technique permet d’obtenir en surface des duretés élevées et de générer des contraintes résiduelles favorables, tout en conservant à la sous-couche une bonne ténacité. Comme elle ne modifie pas la composition chimique de la surface de la pièce, elle exige l’emploi d’un acier contenant assez de carbone pour atteindre en surface les duretés recherchées après la trempe. Les pièces destinées à la trempe superficielle sont chauffées sur la totalité ou sur une partie de leur surface au-dessus de AC3 durant un temps très court et immédiatement refroidies au moyen de jets d’eau sous pression. Ces conditions d’austénitisation conduisent souvent à porter la surface des pièces à des températures plus élevées que les températures d’austénitisation habituelles, cela pour compenser la très faible durée du cycle thermique. Dans la plupart des cas et plus particulièrement pour la trempe en série, le chauffage se fait électriquement au moyen de courants induits de moyenne ou haute fréquence allant du millier à plusieurs millions de hertz. Pour la trempe de faibles séries, de pièces unitaires, ou encore de certaines parties de pièces très volumineuses, le chauffage peut être réalisé au moyen de flammes oxyacétyléniques ou oxygène-gaz. Par ailleurs, des utilisations de la torche à plasma, du faisceau d’électrons ou du laser sont envisagées. 155



La trempe superficielle, surtout celle comportant un chauffage par induction, se prête parfaitement à l’automatisation et permet, grâce à un réglage très précis des conditions de chauffage et de refroidissement, d’obtenir des duretés et des profondeurs de trempe très régulières sur des séries de plusieurs milliers et dizaines de milliers de pièces. Ces résultats uniformes demandent cependant des pièces fabriquées dans un acier approprié. L’essor considérable pris par la trempe superficielle est dû aux performances mentionnées ci-dessus auxquels s’ajoutent les avantages suivants : • l’absence de décarburation et l’oxydation très réduite, voire nulle, • la facilité d’un choix précis des parties trempées, • les faibles déformations qui limitent les usinages de finition, • une grande productivité et un faible encombrement des installations, ainsi que de grandes facilités d’automatisation, • l’économie sur les coûts de l’acier et du traitement.

4.3.2 Traitements thermochimiques Les traitements thermochimiques sont des traitements thermiques au cours desquels la composition chimique de l’acier est modifiée en surface et sur une profondeur variable, ce qui entraîne une évolution des propriétés dans cette zone. Sont décrits ici les traitements qui améliorent la tenue en service des pièces mécaniques : • en augmentant leur résistance à la fatigue par l’obtention d’une plus grande dureté superficielle et de contraintes résiduelles favorables (cémentation, carbonitruration), • en augmentant leur résistance à l’usure, et en améliorant éventuellement les qualités de frottement (cémentation, carbonitruration, nitruration), • en augmentant leur résistance à la corrosion.

Cémentation La cémentation est un traitement thermochimique d’enrichissement superficiel en carbone pour obtenir une couche martensitique très dure (à haute teneur en carbone) sur un cœur tenace. Les aciers de cémentation ont donc une teneur en carbone de base limitée de telle sorte que la martensite et la bainite susceptibles de se former à cœur conservent une ductilité suffisante ; cette limite se situe en général à 0,25 %. L’opération est réalisée dans un milieu susceptible de céder du carbone à l’acier porté à une température supérieure à AC3, le plus souvent entre 880 °C et 950 °C. Pour accélérer les réactions d’apport et de diffusion du carbone dans l’acier, on opère parfois entre 950 °C et 1 050 °C sur des aciers élaborés pour conserver un grain fin à ces températures. La cémentation est suivie d’une trempe réalisée soit directement à la sortie de la cémentation (trempe directe), soit après refroidissement du métal et réchauffage ultérieur. La couche cémentée atteint le maximum de dureté (environ 800 HV à 900 HV ou 64 HRC à 67 HRC) après la trempe martensitique pour des teneurs en carbone voisines de l’eutectoïde, soit de 0,7 à 0,9. Un éventuel revenu de détente (entre 180 °C et 200 °C) après trempe ramènerait la dureté aux environs de 600 HV à 760 HV, ou 58 HRC à 63 HRC. La profondeur de durcissement par cémentation dépend partiellement de la trempabilité des aciers, mais surtout des conditions du traitement. Par contre, c’est de la trempabilité que vont dépendre l’état structural et les performances mécaniques du cœur des pièces. Celui-ci, relativement pauvre en carbone, conserve généralement après la trempe une structure mixte martensite-bainite et éventuellement ferrite, d’autant plus martensitique 156



que la trempabilité est élevée, mais toujours plus douce et plus tenace que la couche durcie. Ainsi les pièces cémentées trempées sont-elles à la fois dures en surface, tenaces à cœur et globalement peu fragiles. Leur endurance est accrue par l’existence en surface de contraintes de compression. L’épaisseur visée pour la couche cémentée varie avec la destination et le volume de la pièce. Les épaisseurs importantes, de 0,8 mm à 1,8 mm ou plus, sont réservées à des pièces devant résister à l’usure et à des pièces de forte section. Pour les pièces de moyenne et faible sections, tels les engrenages d’automobiles, des épaisseurs de 0,2 mm à 0,8 mm peuvent être suffisantes.

B ALLIAGES FERREUX

Carbonitruration La carbonitruration enrichit la surface de l’acier simultanément en carbone et en azote par un mécanisme analogue à celui de la cémentation. Elle est réalisée à des températures comprises entre 750 °C et 900 °C. Les durées de l’opération, de l’ordre de 30 minutes à quelques heures, sont inférieures à celles de la cémentation pour des épaisseurs de couche allant de 0,05 mm à 0,6 mm. Le traitement, qui se fait à des températures plus faibles, supprime tout risque de surchauffe du métal et de grossissement du grain. Comme la trempe s’effectue également à partir de températures plus basses, elle permet réduire et de mieux maîtriser les déformations. Dans les cas plus courants de carbonitruration, la teneur en azote des couches carbonitrurées est le plus souvent inférieure à 0,6 %. Les duretés de la surface carbonitrurée dépassent celles de la cémentation, de même que sa résistance à l’usure. Corrélativement, l’élévation du niveau des contraintes de compression dans les régions superficielles permet une meilleure tenue en fatigue.

Nitruration La nitruration est un traitement thermochimique d’enrichissement superficiel en azote. La solubilité maximale de cet élément dans le fer γ est très supérieure à celle du carbone (elle atteint 0,10 % à 590 °C contre 0,022 % pour le carbone à 727 °C). Par ailleurs à partir de 590 °C, la présence d’azote conduit à la transformation du fer α en fer γ, capable de dissoudre des quantités d’azote encore supérieures. La nitruration peut ainsi être réalisée à différentes températures, bien inférieures aux températures de cémentation, et donner naissance à différentes situations : • celle qui correspond à une simple insertion d’azote dans le réseau cristallin du fer γ et qui forme une couche dite de diffusion. Cette insertion produit un durcissement limité de l’acier (avec cependant une amélioration sensible de sa résistance à la fatigue), mais certains éléments d’alliage (aluminium, chrome, molybdène, vanadium…) peuvent alors provoquer une fine précipitation de nitrures, voire de carbonitrures, ce qui entraîne alors un durcissement complémentaire ; • celle qui, outre la couche de diffusion, correspond à la formation vers l’extérieur de la pièce d’une couche de combinaison (d’une épaisseur supérieure à 30 µm) très dure, constituée essentiellement, pour des aciers non alliés, de nitrures de fer Fe4N (type γ’) et/ou Fe2,3N (type ε). Cet état apporte une amélioration très notable de la résistance à l’usure et des propriétés de frottement. La présence dans l’acier de certains éléments d’alliage, tels que le chrome, le molybdène, l’aluminium ou le vanadium, permet la formation de nitrures bien plus durs que ceux du fer. La surface nitrurée des aciers alliés de nitruration peut atteindre des duretés très élevées de l’ordre de 850 HV à 1 200 HV, alors que la dureté après trempe des aciers les plus durs ne dépasse pas 900 HV, soit 67 HRC. De ce fait, ce traitement est 157



particulièrement recommandé pour toutes les pièces devant présenter une très grande résistance à l’usure par frottement, sans choc. La nitruration élève également de façon notable la limite d’endurance des pièces grâce à l’augmentation considérable de la dureté superficielle et à l’introduction en surface de contraintes de compression favorables. Elle convient plus particulièrement pour des pièces très sollicitées en fatigue. Contrairement aux opérations de cémentation ou de carbonitruration, la nitruration n’est pas suivie de trempe, ce qui diminue très sensiblement les risques de déformation. Le domaine de température dans lequel elle est généralement exécutée permet souvent de réaliser ce traitement sur des aciers préalablement trempés et revenus, dans la mesure où cette dernière opération est exécutée à une température supérieure à la température de nitruration. Dans certains cas, le traitement de nitruration peut aussi assurer le revenu. La nitruration permet aux pièces de conserver de bonnes qualités de frottement jusqu’à des températures atteignant 550 °C et 600 °C. Elle améliore également la résistance à la corrosion atmosphérique et à celle de l’eau douce, des hydrocarbures et de certains produits de combustion. Il n’existe actuellement pas de norme spécifique définissant des aciers pour nitruration. Il est en effet possible et intéressant de nitrurer de nombreux aciers de traitement thermique dont notamment, parmi ceux décrits par la norme NF EN 10083-2 : • les aciers non alliés du C22 au C60 ; • l’acier au manganèse : 28Mn6 ; • les aciers au chrome des types Cr2 et Cr4 ; • les aciers au chrome-molybdène des types CrMo4 ; • les aciers au chrome, nickel, molybdène : 36CrNiMo4, 34CrNiMo6 et 30CrNiMo8 ; • l’acier au nickel, chrome, molybdène : 36NiCrMo16.

Autres traitements thermochimiques Divers autres traitements thermochimiques confèrent à la surface des aciers des propriétés particulières, notamment une amélioration du comportement au frottement.

Boruration La boruration consiste à diffuser du bore dans l’acier. La dureté obtenue est de l’ordre de 2 000 unités Vickers, la plus élevée de toutes celles réalisées par traitements thermochimiques de l’acier. De ce fait, la boruration confère à l’acier une très grande résistance à l’usure, particulièrement par abrasion. Elle présente toutefois le handicap de se pratiquer à haute température, entre 800 °C et 1 050 °C, et de nécessiter ultérieurement un traitement de trempe et un revenu dans le cas de pièces à caractéristiques élevées dans la masse.

Sulfuration Les sulfurations à basse température consistent à introduire du soufre à la surface de l’acier au cours d’opérations conduites entre 150 °C et 200 °C. Après sulfuration, les pièces ne subissent pas d’autre traitement thermique. Les procédés les plus utilisés sont : • l’héparisation réalisée en milieu liquide entre 140 °C et 150 °C, • le SULF-BT réalisé en bain d’électrolyse (pièces à l’anode) entre 185 °C et 195 °C, • la sulfuration ionique exécutée à 200 °C.

158


4.4 Aciers spéciaux pour traitement thermique

4.4 Aciers spéciaux pour traitement thermique Ces aciers contiennent du carbone qui assure le durcissement, des éléments d’alliage qui apportent la trempabilité et éventuellement, des éléments d’alliage carburigènes qui ajouteront un durcissement secondaire. L’influence de ces diverses additions peut être résumée comme suit. Le carbone, élément fondamental pour la capacité de durcissement, peut augmenter la trempabilité à la faveur d’un phénomène de synergie mettant en jeu les éléments d’alliage contenus dans les aciers.

B ALLIAGES FERREUX

L’azote intervient surtout en présence d’aluminium dans la formation des nitrures d’aluminium qui vont contrôler la grosseur des grains de l’austénite. De la sorte, aluminium et azote vont avoir une influence conjointe, en empêchant le grossissement des grains γ et en diminuant donc, de ce fait, la trempabilité de l’acier dans une mesure qui est loin d’être négligeable. Le bore augmente la trempabilité des aciers dans des conditions particulières. Il n’agit, bien entendu, que s’il se trouve en solution dans l’austénite, mais son action se fait sentir pour de très faibles teneurs. Par exemple, pour un acier à 0,2 % de carbone, l’effet maximal est obtenu avec une teneur en bore de l’ordre de 0,002 % à 0,003 %. Cet effet du bore sur la trempabilité des aciers décroît lorsque la teneur en carbone augmente. La grande affinité du bore pour l’oxygène et l’azote exige une désoxydation très soignée du métal liquide et la fixation de l’azote avant l’addition du bore, si l’on veut que celui-ci ne soit pas neutralisé sous forme de précipités insolubles tels qu’oxydes ou nitrures. Les éléments en solution solide de substitution constituent ce que l’on appelle communément les éléments d’alliage (manganèse, silicium, nickel, chrome, molybdène, vanadium, tungstène…). Ces éléments d’alliage modifient les limites du domaine de stabilité de l’austénite, et donc les conditions d’austénitisation. On peut distinguer : • les éléments gammagènes, tels que le nickel et le manganèse, qui augmentent la surface de ce domaine et abaissent donc les températures d’austénitisation ; • les éléments alphagènes dont le silicium, le chrome, le molybdène, le vanadium, le tungstène, le titane, qui diminuent cette surface et élèvent les températures d’austénitisation. Ils augmentent tous la trempabilité de l’acier à l’exception d’un seul d’entre eux, le cobalt, dont l’addition la diminue. Les effets sur la trempabilité varient bien entendu avec la quantité d’éléments mise en solution dans l’austénite, mais aussi avec l’identité de chaque élément. Ainsi, à des teneurs semblables, le manganèse, le chrome et le molybdène apportent une forte augmentation de la trempabilité alors que le nickel, le cuivre et le silicium n’ont qu’une influence plus limitée. Par ailleurs, certains éléments d’alliage ont, pour le carbone, une affinité supérieure à celle du fer. Ces éléments peuvent alors participer à la précipitation du carbone sous forme de carbures différents de la cémentite (surtout le molybdène, le vanadium, le tungstène, le niobium, le titane et plus faiblement le chrome). Ainsi pourront être présents des carbures contenant des proportions variables de fer et d’éléments d’alliage (M3C, M7C3, M23C6, M6C) et/ou des carbures d’éléments d’alliage (Mo2C, V4C3, W2C…). Lorsque les teneurs en éléments d’alliage sont peu élevées, il est possible de décrire, à l’aide de formules assez simples, la relation qui lie la température de certains points de transformation à la composition chimique de l’acier : • AC1 (°C) : température à laquelle l’austénite commence à se transformer au cours du chauffage : AC1 = 723 - 10,7 (Mn %) - 16,9 (Ni %) + 29,1 (Si %) + 16,9 (Cr %) + 6,4 (W %) ; 159


4.5 Normalisation

• AC3 (°C) : température à laquelle la ferrite achève de se transformer en austénite au cours du chauffage : A C3 = 910 – 203 ( C% ) – 15, 2 ( Ni% ) + 44, 7 ( Si% ) + 104 ( V% ) + 31, 5 ( Mo% ) + 13, 1 ( W% ) • Ms (°C) : température à laquelle l’austénite commence à se transformer en martensite au cours du refroidissement : Ms = 539 – 423 (C %) – 30,4 (Mn %) – 12,1 (Cr %) – 17,7 (Ni %) – 7,5 (Mo %).

4.5 Normalisation L’adoption des normes européennes et leur homologation en France ont modifié la normalisation des aciers spéciaux pour construction mécanique. Ce processus a donné naissance à des normes de base qui ont donc reçu l’appellation NF EN. Cependant, un certain nombre de normes spécifiques, souvent rattachées à des emplois particuliers, n’ont pas encore leurs homologues en EN et conservent donc leur validité en tant que norme française NF. De ce fait, la présentation du panorama de l’ensemble des normes d’aciers spéciaux pour construction mécanique est un peu compliquée.

4.5.1 Normes européennes de base Elles sont actuellement au nombre de trois. La norme NF EN 10083 (classée par l’Afnor avec l’indice A 35-552), Aciers pour trempe et revenu, a remplacé : • avec sa partie 1 – Conditions techniques de livraison des aciers spéciaux, les NF A 35552, A 35-553 et A 35-554 en s’appliquant aux demi-produits, barres, fil machine, larges plats, tôles, bandes et produits forgés ; • avec sa partie 2 – Conditions techniques de livraison des aciers de qualités non alliés, la norme NF A 33-101 qui définissait les aciers au carbone aptes au forgeage et aux traitements thermiques ; • avec sa partie 3 – Conditions techniques de livraison des aciers au bore, la NF A 35-552 en s’appliquant aux demi-produits, barres, fil machine, larges plats, tôles, bandes et produits forgés. La norme NF EN 10084 (classée avec l’indice A 35-551), Aciers pour cémentation, a remplacé la NF A 35-551. La norme NF EN 10087, Aciers de décolletage, a remplacé la NF A 35-562, Barres et fils machine en aciers de décolletage spéciaux pour traitement thermique. Dans ces normes, les aciers non alliés sont désignés par des symboles de la forme : CbbE ou CbbR avec : – Bb, teneur moyenne en carbone en centièmes de pourcent, – le suffixe E si S % < 0,035, – le suffixe R si 0,020 < S % < 0,040. Les aciers alliés sont désignés selon leur composition chimique (NF EN 10027).

Aciers pour trempe et revenu définis par la norme NF EN 10083-1 Cette norme spécifie les conditions techniques de livraison : • des demi-produits, 160


4.5 Normalisation

• des barres (moins de 250 mm de diamètre), • du fil machine, • des larges plats (moins de 160 mm d’épaisseur), • des tôles et des bandes laminées à chaud (moins de 160 mm d’épaisseur), • des produits forgés, en aciers pour trempe et revenu ; aciers spéciaux non alliés et alliés. Les tableaux 4.1 et 4.2 indiquent, selon la norme, les équivalences admises entre « anciennes nuances » et « nouvelles nuances » d’aciers non alliés ou alliés en notant, toutefois, que les compositions chimiques peuvent, ici, différer sensiblement.

B ALLIAGES FERREUX

Par ailleurs, la norme indique les caractéristiques réalisables sur barres dans des conditions précises de prélèvement des éprouvettes : • à l’état normalisé pour les aciers non alliés, • à l’état traité pour tous les aciers. Dans ce domaine, la norme introduit la notion de « section déterminante pour le traitement thermique », par rapport à laquelle sont définies les caractéristiques mécaniques. La dimension de cette section déterminante est donnée sous forme du diamètre d’une barre ronde qui, à l’emplacement du prélèvement des éprouvettes, s’est refroidie lors de la trempe, de même que l’emplacement de prélèvement des éprouvettes dans la section du produit considéré. • La norme donne également les valeurs de dureté à l’état adouci (TA) d’une part, et à l’état traité pour une meilleure aptitude au cisaillage (TS) d’autre part. Les nuances peuvent être commandées dans les états de livraison suivants : • non traité (état brut de corroyage à chaud), • traité pour une meilleure aptitude au cisaillage,

Tableau 4.1 – Équivalences entre les anciennes et les nouvelles nuances (NF EN 10083-1) d’aciers non alliés.

161

4.5 Normalisation


Tableau 4.2 – Équivalences entre les anciennes et les nouvelles nuances (NF EN 10083-1) d’aciers alliés.

Aciers alliés ancienne nuance

nouvelle nuance

38 C 2 38 C 2 u 32 C 4 32 C 4 u 38 C 4 38 C 4 u 42 C 4 42 C 4 u 25 CD 4 25 CD 4 u 34 CD 4 34 CD 4 u 42 CD 4 42 CD 4 u 30 CND 8 35 NCD 16 50 CV 4

38Cr2 38CrS2 34Cr4 34CrS4 37Cr4 37CrS4 41Cr4 41CrS4 25CrMo4 25CrMoS4 34CrMo4 34CrMoS4 42CrMo4 42CrMoS4 30CrNiMo8 36NiCrMo16 51CrV4

• adouci, • normalisé, • trempé et revenu, • autres.

Aciers au bore pour trempe et revenu définis par la norme NF EN 10083-3

Cette norme spécifie les conditions techniques de livraison ; • des demi-produits, • des barres, • du fil machine, • des larges plats, • des tôles et des bandes laminées à chaud, • des produits forgés, en aciers spéciaux au bore pour trempe et revenu. La norme précise qu’il n’a pas été possible de définir les caractéristiques réalisables sur barres traitées. Par contre, les valeurs indicatives du diamètre maximal pour une dureté à cœur déterminée sont données dans l’annexe E. Ces nuances peuvent être commandées dans les états de livraison suivants : 162


4.5 Normalisation

• non traité (état brut de corroyage à chaud), • traité pour être cisaillable, • durci par trempe et revenu, • autres (à convenir à la commande).

Aciers de cémentation définis par la norme NF EN 10084 Cette norme spécifie les conditions techniques de livraison : • des demi-produits, • des barres, • du fil machine, • des larges plats, • des tôles et des bandes laminées à chaud, • des produits forgés,

ALLIAGES FERREUX

B

en aciers spéciaux non alliés et alliés pour cémentation. Le tableau 4.3 indique les équivalences admises entre « anciennes nuances » et « nouvelles nuances ». Il ne faut toutefois pas oublier que les compositions chimiques peuvent, parfois, différer sensiblement. Par ailleurs, la norme indique les prescriptions relatives à la dureté des produits dans certains des états de livraison qui sont proposés : • non traité (état brut de corroyage à chaud), • traité pour une meilleure aptitude au cisaillage (S) avec dureté maximale, • recuit (A) avec dureté maximale, • recuit (TH) avec fourchette de dureté, • traité pour une structure ferrite-perlite (FP) avec fourchette de dureté, • autres. Compatibilité entre anciennes et nouvelles normes La définition de certaines nuances a disparu des nouvelles normes ce qui pose problème. En effet, quelques normes spécifiques encore en vigueur en France font référence à d’anciennes normes ; par exemple NF A 35-563 et NF A 35-564 se réfèrent à l’ancienne norme NF A 35-552. Les normes NF EN 10083-1 et NF EN 10084 proposent différentes variantes en ce qui concerne la teneur en soufre et l’usinabilité des aciers : • teneur en soufre inférieure ou égale à 0,035 % à la coulée et 0,040 % sur produit : série dont la désignation ne comporte pas la lettre S (exemple 18CrMo4) ; • teneur en soufre contrôlée comprise entre 0,020 % et 0,040 % à la coulée et 0,020 % 0,045 % sur produit : série dont la désignation comporte la lettre S (exemple 18CrMoS4) ; • usinabilité améliorée : toutes les nuances peuvent, après accord à la commande, être livrées avec une usinabilité améliorée par l’addition de plomb ou l’augmentation de la teneur en soufre jusqu’à 0,100 % et morphologie contrôlée des sulfures et des oxydes (traités au calcium). Les normes NF EN 10083-1 et NF EN 10084 définissent, en ce qui concerne les garanties de trempabilité, des variantes qui reprennent l’option de réduction de la largeur de la bande Jominy antérieurement proposée par la norme NF A 35-552 : • bande de trempabilité normale : symbole + H (par exemple : 28Cr4 + H ; en l’absence du H, la trempabilité n’est pas garantie) ; • bande de trempabilité réduite avec deux niveaux : – haut : symbole + HH ; la bande Jominy est réduite aux deux tiers supérieurs de la bande normale, – bas : symbole + HL ; la bande Jominy est réduite aux deux tiers inférieurs de la bande normale.

163

4.5 Normalisation


Tableau 4.3 – Équivalences entre les anciennes et les nouvelles nuances (NF EN 10083-4) des aciers de cémentation.

Ancienne nuance

Nouvelle nuance

XC 10

C10E

XC 18

C16E

16 MC 5

16MnCr5

20 MC 5

20MnCr5

18 CD 4

18CrMo4

16 CN 6

17CrNi6 –6

10 NC 6

10NiCr5 – 4

20 NC 6

18NiCr5 –4

20 NCD 2

20NiCrMo2 – 2

18 NCD 6

17NiCrMo6 – 4

16 NCD 13

14NiCrMo13 – 4

Aciers de décolletage définis par la norme NF EN 10087 La norme NF EN 10087, Aciers de décolletage (pour cémentation ou trempe directe) propose des aciers comportant, pour améliorer leur usinabilité, de fortes additions de soufre (de 0,15 % à 0,33 %) éventuellement complétées par des additions de plomb (0,15 % à 0,35 %). Cette norme spécifie les conditions techniques de livraison : • des demi-produits, • des barres, • du fil machine, en aciers de qualité non alliés de décolletage pour trempe directe et pour cémentation. Le tableau 4.4 indique, selon la norme, les équivalences admises entre les anciennes et les nouvelles nuances. Toutefois, les compositions chimiques peuvent, parfois, différer sensiblement. Les caractéristiques mécaniques de ces aciers sont affectées par la présence des inclusions de sulfures et de plomb au point qu’à l’état traité seules sont garanties Re, Rm et A.

4.5.2 Normes françaises encore actuellement en vigueur

Normes définissant des aciers pour traitements particuliers

164

4.5 Normalisation


Tableau 4.4 – Équivalences entre les anciennes et les nouvelles nuances (NF EN 10087) des aciers de décolletage pour cémentation et trempe directe. Ancienne nuance

Nouvelle nuance

acier de cémentation 13 MF 4

15SMn13

B

35 MF 6

36SMn14

35 MF 6 Pb

36SMnPb14

38 MF 5

38SMn28

38 MF 5 Pb

38SMnPb28

45 MF 6.3

44SMn28

ALLIAGES FERREUX

aciers pour trempe directe

NF A 35-563 : aciers spéciaux aptes aux traitements thermiques pour trempe après chauffage superficiel

Cette norme définit comme aptes aux traitements thermiques par trempe après chauffage superficiel des nuances non alliées et des nuances alliées des familles M6, C2, C4, CD4, CV4, B, MB et CB de l’ancienne norme NF A 35-552. Ces nuances ont une teneur en carbone supérieure ou égale à 0,34 % pour posséder une capacité de durcissement suffisante. Par ailleurs, des garanties complémentaires sont imposées pour la teneur en phosphore (moins de 0,025 %), l’indice de grosseur de grain austénitique (5 à 8) et la dureté minimale sur couche trempée. Les différentes compositions proposées permettent de faire varier la profondeur durcie (en dehors des réglages du chauffage) par modification de la trempabilité.

NF A 35-567 : Aciers de cémentation alliés pour organes mécaniques massifs hautement sollicités

Cette norme spécifique définit trois nuances d’aciers de cémentation alliés pour organes mécaniques massifs hautement sollicités. Les produits concernés doivent avoir une section supérieure à 125 mm2. Ces trois nuances à forte trempabilité sont caractérisées par : • la composition chimique à la coulée ou sur produit, • la grosseur de grain (entre 5 et 8), • les courbes Jominy. La norme indique en outre : • les caractéristiques mécaniques réalisables en sous-couche sur les pièces traitées après cémentation, dans les conditions de prélèvement des éprouvettes prévues par la norme ; • les valeurs de dureté à l’état adouci. Des caractéristiques additionnelles peuvent être spécifiées après accord à la commande (macrographie, teneur en inclusions…) 165


4.5 Normalisation

La teneur en soufre peut être : • inférieure ou égale à 0,020 % à la coulée et 0,025 % sur produit : série p ; • comprise entre 0,020 % et 0,040 % à la coulée et 0,020 % et 0,045 % sur produit : série u. Enfin, trois classes de profondeurs maximales admissibles des défauts sont définies pour répondre aux différentes conditions de mise en œuvre.

Normes définissant des aciers pour emplois spécifiques NF A 35-557 : Aciers pour boulonnerie utilisée à des températures voisines de la température ambiante

Les 19 nuances répertoriées sont issues de l’ancienne norme générale NF A 35-552 dont les exigences doivent être respectées notamment en matière de trempabilité. La norme impose en outre : • des niveaux de caractéristiques réalisables après traitement thermique dans les conditions indiquées : trempe et revenu entre 450 °C et 550 °C pour les aciers au bore ou 500 °C et 600 °C pour les aciers sans bore ; • des profondeurs maximales des défauts admissibles qui peuvent être plus sévères que celle de la norme NF A 35-552, puisqu’apparaît une classe qui restreint encore les tolérances, cette classe 4 étant prévue pour la réalisation des vis formées à froid ; • l’absence de décarburation totale ; • des profondeurs limites de la zone partiellement décarburée, profondeurs qui varient avec le diamètre nominal des barres. Enfin, la norme indique, pour les nuances les plus couramment utilisées, les diamètres maximaux pour lesquels une dureté donnée peut être garantie après trempe dans une huile de bonne qualité.

NF EN 10269 : Aciers pour boulonnerie utilisée à des températures élevées Cette norme définit des aciers de traitements thermiques et des aciers inoxydables : • 6 nuances pour emploi à des températures supérieures à 350 °C et inférieures à 650 °C, • 6 nuances pour emploi à températures comprises entre environ 250 °C et 350 °C. Les aciers faiblement alliés sont des aciers contenant du chrome et du molybdène, et pour certains du vanadium, afin d’obtenir une résistance au fluage satisfaisante. Les aciers alliés contiennent tous une forte teneur en chrome ce qui leur confère une bonne résistance aux agressions chimiques et permet leur emploi aux plus hautes températures du domaine considéré. Pour toutes ces nuances, la norme définit, pour les conditions de traitement thermique indiquées, des garanties relatives : • à la composition chimique, • à la profondeur limite admissible des défauts de surface, • aux propriétés mécaniques à la température ambiante, • à la limite d’élasticité à température élevée. D’autre part, elle donne des indications relatives aux caractéristiques moyennes de fluage en 1 000, 10 000 et 100 000 heures (allongement de 1 % et rupture). Dans ce cas, la norme indique des valeurs moyennes avec une tolérance plus ou en moins 20 %. 166


4.5 Normalisation

Lorsque les aciers sont utilisés après trempe et revenu, ce dernier est toujours exécuté à température élevée. Ainsi, la structure possède une stabilité suffisante pour éviter toute évolution néfaste au cours de l’emploi à haute température.

NF EN 10269 : Aciers pour boulonnerie utilisée à basses températures Cette norme définit des aciers de traitements thermiques et des aciers inoxydables : • 8 nuances pour emploi à des températures variables pouvant aller jusqu’à –120 °C, • 5 nuances pour emploi à des températures variables pouvant aller jusqu’à –196 °C.

B ALLIAGES FERREUX

Les nuances pour emploi à des températures variables pouvant aller jusqu’à –120 °C sont issues de la norme NF A 35-557 et de l’ancienne norme NF A 35-551. Pour les nuances pour emploi à des températures variables pouvant aller jusqu’à –196 °C la norme précise : • la composition chimique, • les propriétés mécaniques à température ambiante réalisables sur barres traitées (avec des KCV imposées à –196 °C).

NF EN 10089 : Aciers spéciaux aptes à la fabrication d’éléments de suspension Cette norme définit les conditions techniques de livraison des barres, du fil machine et des plats en aciers spéciaux (26 nuances) destinés à la fabrication d’éléments de suspension (ressorts hélicoïdaux, ressorts à lames, barres stabilisatrices, barres de torsion…). La norme précise : • les compositions chimiques, • les caractéristiques mécaniques sur éprouvette de référence traitée, • les bandes de trempabilité Jominy, • la propreté inclusionnaire, • les profondeurs limites de décarburation, • les dimensions maximales recommandées (à titre indicatif).

NF EN ISO 683-17 : Aciers pour roulements Cette norme définit les conditions techniques de livraison des demi-produits, des ronds pour tubes, des barres et du fil machine destinés à la fabrication de roulements à billes, à aiguilles et à rouleaux et butées en aciers spéciaux de trois classes : • 13 nuances pour trempe dans la masse et trempe superficielle par induction, • 10 nuances de cémentation, • 12 nuances pour trempe dans la masse et trempe superficielle par induction (dont 4 aciers de traitement thermique, 3 aciers inoxydables et 5 aciers résistants à chaud). Pour toutes ces nuances, la norme précise : • la composition chimique, • l’état et la dureté du métal à l’état adouci, • la propreté inclusionnaire qui est, ici, un facteur important de la résistance à la fatigue des roulements, • les limites de profondeur de la décarburation et des défauts de surface. Par ailleurs, elle indique : • les limites de dureté après traitement de référence des nuances pour trempe dans la masse et trempe superficielle par induction, • les limites de trempabilité des nuances pour trempe dans la masse et trempe superficielle par induction. 167


4.5 Normalisation

Pour un certain nombre de nuances, la norme prévoit la possibilité de livraison après refusion par électrodes consommables afin de parvenir à une plus grande propreté.

NF A 35-566 : Aciers pour chaînes Cette norme définit les conditions techniques de livraison des barres et du fil machine destinés à la fabrication de chaînes en aciers de deux classes : • 5 nuances pour chaînes non traitées, • 16 nuances pour chaînes traitées. Les nuances pour chaînes traitées sont caractérisées par : • la composition chimique, • la grosseur de grain austénitique, • la résistance au vieillissement, • la trempabilité, • des limites de décarburation, • les caractéristiques mécaniques réalisables sur barres traitées, • la soudabilité.

Normes définissant des produits particuliers Aciers pour mise en forme à froid définis par la norme NF A 35-564 Cette norme, qui définit les prescriptions particulières pour les aciers utilisés dans les opérations de formage à froid, correspond aux anciennes normes NF EN 10283 1 à 5 (à l’exception des aciers inoxydables) lorsqu’ils sont soumis à des opérations de formage à froid. Elle introduit deux nouvelles nuances XC 6 FF et 12 CD 4 FF. Aux garanties déjà imposées par les normes susmentionnées, elle ajoute : • des limitations particulières des teneurs en phosphore, soufre, silicium, cuivre et aluminium, • des profondeurs maximales des défauts admissibles plus sévères, • des profondeurs maximales de décarburation variables avec les dimensions du produit laissant à l’utilisateur le choix entre deux classes de sévérité différentes, • des caractéristiques mécaniques garanties après recuit d’adoucissement maximal (Rm maximum et Z minimum) à l’état adouci (HBS maximum) après recuit isotherme (fourchette de HBS). Des caractéristiques additionnelles peuvent être spécifiées, après accord à la commande, en ce qui concerne la teneur en inclusions et l’aptitude à la déformation à froid (essai d’écrasement).

NF A 37-502 : Feuillards pour traitement thermique en aciers au carbone (C > 0,25 %) non alliés Cette norme définit : • 7 nuances d’aciers de qualité de C 35 à C 75, • 10 nuances d’aciers spéciaux de XC 32 à XC 100. Elle indique les compositions chimiques, les propriétés mécaniques à l’état recuit, la résistance à la traction à l’état écroui, les états de livraison (recuit, écroui ou trempé) et donne des informations sur la dureté après traitement. 168



NF A 37-504 : Feuillards laminés à froid et aciers alliés spéciaux pour traitement thermique

Cette norme qui définit 16 nuances indique les compositions chimiques, les propriétés mécaniques à l’état recuit, les états de livraison (recuit, écroui ou trempé) et donne des informations sur la résistance à la traction après traitement.

NF A 37-503 : Feuillards laminés à froid en aciers non alliés et alliés spéciaux pour cémentation

Cette norme définit 11 nuances (8 de ces nuances sont issues de l’ancienne NF A 35551 et 3 sont différentes) :

B ALLIAGES FERREUX

• 3 aciers spéciaux non alliés, • 8 aciers spéciaux alliés. Elle précise : • la composition chimique à la coulée ou sur produit, • la grosseur de grain (entre 5 et 8), • la dureté et les caractéristiques de traction garanties à l’état recuit. • les états de surface de livraison. Des caractéristiques additionnelles peuvent être spécifiées après accord préalable à la commande, notamment en ce qui concerne la propreté métallurgique et l’état structural. Parmi ces 11 nuances, 6 trouvent pratiquement leur équivalence dans la norme NF EN 10084.

4.6 Propriétés d’usage Pour apprécier les performances d’un acier, le mécanicien prend généralement en compte un certain nombre de caractéristiques mécaniques : • les caractéristiques mécaniques de résistance statique : ce sont la limite d’élasticité Re, la résistance à la traction Rm et la dureté H (HBS ou HBC pour la dureté Brinell, HV pour la dureté Vickers, HRC pour la dureté Rockwell) ; • les caractéristiques de ductilité : ce sont surtout l’allongement à rupture A et la résilience à température ambiante K (KV dans le cas d’une éprouvette à entaille en V, KU dans le cas d’une éprouvette à entaille en U) et parfois la striction Z ; • une caractéristique de ténacité : souvent le facteur d’intensité de contrainte critique K1C ; • une caractéristique de tenue à la fatigue : c’est souvent la limite d’endurance σD. Il est bien évident que toutes ces caractéristiques vont dépendre du traitement thermique (trempe et revenu mais aussi traitement thermochimique) réalisé avant la mise en service de la pièce considérée. On devra donc y faire référence pour définir les niveaux des performances considérées. Les mécaniciens demandent parfois d’autres informations dont la quantification est liée aux conditions de mesure, notamment celles relatives au frottement, à la résistance à l’usure et à la résistance à la corrosion. Ces caractéristiques ne peuvent donc pas être considérées comme intrinsèques.

4.6.1 Caractéristiques mécaniques de résistance statique Ces performances dépendent de la capacité de durcissement, c’est-à-dire de la teneur en carbone de l’acier mais aussi des conditions de réalisation du traitement de durcissement : la trempe et le revenu. 169



Lorsque la trempe a permis d’atteindre une structure totalement martensitique, on peut décrire les variations de la dureté et de la résistance à la traction en fonction de la teneur en carbone pour les trois types de revenu. La figure 4.13 indique ces variations en l’absence d’éléments carburigènes qui ajouteraient une dimension supplémentaire pour la courbe des revenus entre 625 °C et 675 °C.

Figure 4.13 – Dureté des martensites en fonction de la teneur en carbone pour les trois types de revenu.

Les résultats publiés par Bain et Paxton permettent d’apprécier l’ampleur du durcissement secondaire apporté par de tels éléments après la trempe martensitique et le revenu à 650 °C. Le gain en dureté d’un acier à 0,35 % de carbone ne contenant pas d’élément carburigène est alors de l’ordre de : • 38 HV pour une addition de 1 % de chrome, • 54 HV pour une addition de 2 % de chrome, • 84 HV pour une addition de 1 % de chrome et 0,25 % de molybdène, • 104 HV pour une addition de 1 % de chrome et 1 % de molybdène, • 138 HV pour une addition de 2 % de chrome et 1 % de molybdène. Il est important de remarquer que si la trempe n’est pas totalement martensitique (par défaut de refroidissement et/ou défaut de trempabilité), les performances de résistance seront diminuées dans la section des pièces et plus à cœur qu’au voisinage de la surface. Une telle évolution est décrite par le tracé d’une courbe en U qui représente les variations de la dureté dans l’épaisseur de la pièce (figure 4.14). La limite d’élasticité, dans la mesure où le revenu a été réalisé au-dessus de 500 °C, suit une évolution assez parallèle à celle de la résistance à la traction. La figure 4.15 en donne l’ordre de grandeur.

4.6.2 Caractéristiques de ductilité La ductilité d’un métal diminue lors du durcissement. La figure 4.15, tracée à partir de données récentes sur les aciers de traitements thermiques fabriqués en France et traités 170



ALLIAGES FERREUX

B

Figure 4.14 – Courbes en U après trempe à l’eau et revenu à 550 °C de ronds de 100 mm de diamètre. pour obtenir des structures martensitiques revenues, montre, en fonction de la résistance à la traction, les variations de l’allongement à la rupture et de l’allongement réparti. La figure 4.16 illustre l’évolution, dans les mêmes conditions, de la résilience KCU à 20 °C en fonction de la résistance à la traction. Or, si les caractéristiques de ductilité varient beaucoup avec la résistance de l’acier, elles sont aussi très dépendantes de l’état inclusionnaire de ce dernier. Un exemple de cette

Figure 4.15 – Allongement à la rupture et allongement réparti en fonction de la résistance à la traction d’aciers durcis par trempe martensitique et revenu. 171



Figure 4.16 – Résilience et coefficient d’intensité de contrainte critique d’aciers durcis par trempe martensitique et revenu.

influence est donné par la figure 4.17 : l’augmentation de la teneur en soufre abaisse très sensiblement la résilience en travers (augmentation de l’effet travers) et semble relever sa température de transition. Ces données expliquent la dispersion de l’allongement à rupture, de la striction et de la résilience que montrent les figures 4.15 et 4.16. Ces caractéristiques dépendent du traitement thermique par la capacité de durcissement et la trempabilité, mais varient aussi avec les conditions d’élaboration. La figure 4.16, sur ce point, fait apparaître les conséquences des progrès réalisés grâce à une meilleure maîtrise de l’état inclusionnaire.

4.6.3 Ténacité À titre indicatif, la figure 4.16 décrit, en fonction de la résistance à la traction, les variations du facteur d’intensité de contrainte K1C telles qu’on peut les apprécier à partir des résultats expérimentaux de Bartélémy et de la corrélation proposée par Rolfe et Novak1. Si les caractéristiques de ténacité varient beaucoup avec la résistance de l’acier, elles sont aussi très dépendantes de l’état inclusionnaire tout comme les caractéristiques de ductilité.

4.6.4 Tenue à la fatigue La limite d’endurance d’un acier que l’on détermine en traçant des courbes S/N (ou courbes de Wöhler) dépend de l’état structural et de l’état inclusionnaire. Mais cette limite d’endurance, telle qu’on l’apprécie en traçant des courbes S/N, n’est pas une caractéristique intrinsèque du matériau car elle dépend aussi des conditions expérimentales : contrainte moyenne, géométrie de la pièce, mode de sollicitation, de l’environnement.

1. Se reporter à la bibliographie en fin de chapitre.

172



ALLIAGES FERREUX

B

Figure 4.17 – Influence de la teneur en soufre sur la résilience d’un acier XC 38 durci par trempe et revenu. D’après Bartélémy, 1980.

État structural Globalement, on admet que la ferrite et la martensite revenues à des températures supérieures à 500 °C sont particulièrement performantes.

État inclusionnaire

Les inclusions peuvent faciliter l’amorçage et la propagation des fissures de fatigue et, donc, affaiblir l’endurance. Cet effet fait intervenir la densité, la taille et la forme des inclusions. Ce dernier paramètre met en jeu l’évolution des inclusions au cours de la mise en forme à chaud et donc leur plasticité (avec possibilité de faire apparaître un effet « travers »).

Contrainte moyenne

Lorsque la contrainte moyenne augmente en traction, l’amplitude admissible des contraintes dynamiques diminue. Inversement, en compression, cette amplitude admissible augmente. Cet effet de la composante statique est décrit par des diagrammes appropriés tels que le diagramme de Goodman-Smith.

Géométrie de la pièce

Sous ce terme, on inclut à la fois : • la macrogéométrie, c’est-à-dire le dessin. Celui-ci intervient surtout par les effets d’entailles que peuvent générer des variations de section qui perturbent le champ des contraintes. Les concentrations de contraintes qui en résultent facilitent l’amorçage d’une fissure de fatigue et altèrent donc la tenue de la pièce. Le dessin intervient aussi à travers l’effet d’échelle ; des pièces semblables voient leur résistance à la fatigue diminuer quand leur taille augmente ; • la microgéométrie qui est due à l’état de surface et aux défauts superficiels. L’état de surface, de par la rugosité, crée des microentailles dont l’effet est identique à celui des macroentailles évoquées ci-dessus. Cet effet croît avec la résistance de l’acier. Les défauts superficiels tels que criques, tapures, fissures de redressage, ont aussi des effets d’entaille nocifs.

173



Mode de sollicitation Des essais de fatigue, conduits dans différents conditions (flexion plane, flexion rotative, traction-compression, torsion), ne conduisent pas aux mêmes valeurs de la limite d’endurance. Des coefficients d’équivalence sont utilisés par les spécialistes.

Contraintes résiduelles Les contraintes résiduelles présentes dans la pièce s’ajoutent algébriquement à la contrainte moyenne et sont donc susceptibles d’affecter la tenue à la fatigue comme indiqué ci-dessus.

Environnement Deux facteurs importants doivent être pris en compte : • l’agressivité chimique du milieu qui, en provoquant un processus de corrosion, diminue la résistance à la fatigue : la courbe de Wölher ne présente plus d’asymptote et l’on parle alors de « caractéristiques de fatigue à x cycles » ; • la température : la limite d’endurance évolue comme la résistance à la traction, s’abaissant donc quand la température s’élève. Par ailleurs, au-delà d’une limite dépendant de l’acier, le phénomène de fluage peut aussi intervenir.

Détermination de la limite d’endurance Globalement il a été constaté que la limite d’endurance déterminée en flexion rotative est liée à la résistance à la traction d’un acier. Différentes formules empiriques ont été proposées dont celles établies par le CETIM : • avec un risque de rupture de 50 %, σD = Rm (0,58 – 1,1 X 10–4 Rm) ; • avec un risque de rupture de 10 %, σD = Rm (0,56 – 1,4 X 10–4 Rm) ; • avec un risque de rupture de 2,3 %, σD = Rm (0,55 – 1,6 X 10–4 Rm). Il est habituel, en matière de fatigue de parler du rapport σD ------Rm dont la valeur, pour les aciers, est généralement admise comme comprise entre 0,45 et 0,55 pour un risque de rupture de 50 %. Par ailleurs, tous les traitements superficiels qui augmentent la résistance de l’acier et créent des contraintes résiduelles de compression élèvent la limite d’endurance. Parmi ces traitements superficiels, on compte non seulement la trempe superficielle, la cémentation, la carbonitruration et la nitruration, mais aussi le grenaillage de précontrainte, le galetage, le martelage.

4.7 Propriétés de mise en œuvre La mise en œuvre des aciers de construction mécanique peut comporter des opérations de formage, d’usinage et de soudage, mais aussi de traitement thermique intermédiaire pour faciliter certaines de ces opérations et, bien entendu, de traitement thermique pour donner aux pièces leurs caractéristiques d’emploi.

174



4.7.1 Formage Le formage est réalisé, sans enlèvement de métal, par déformation plastique de l’acier. Une telle opération peut être réalisée dans trois domaines de température : • à chaud, c’est-à-dire à des températures supérieures à AC3, l’acier, alors à l’état austénitique, est de ce fait très déformable, • à tiède ou à mi-chaud, c’est-à-dire entre 550 °C environ et AC1 ; • à froid, c’est-à-dire à la température ambiante ou légèrement au-dessus.

Formage à chaud

B ALLIAGES FERREUX

Seuls seront évoqués ici les aspects qui mettent en cause les propriétés et le comportement des aciers.

Structure initiale L’acier resté brut de solidification avant le forgeage conserve sa structure dendritique (basaltique au voisinage de la peau, équiaxe dans la masse) avec les défauts inhérents à cette dernière : • des grains grossiers qui ont la taille des dendrites ; • des ségrégations mineures qui affectent le volume de chaque dendrite ; • des rassemblements d’impuretés aux joints interdendritiques avec notamment la présence de sulfures ; • des porosités qui sont en fait des microretassures interdendritiques généralement closes et donc non oxydées ; • parfois des fissures voisines de la peau, qui débouchent à l’atmosphère et dont les faces sont oxydées.

Chauffage Le chauffage à haute température avant le forgeage engendre un grossissement du grain γ.

Déformation à haute température La déformation plastique à haute température pendant le forgeage a plusieurs conséquences : • un allongement des dendrites (surtout les dendrites équiaxes) dans le sens de déformation. Celles-ci prennent la forme de fibres ou de fuseaux à la périphérie desquels se répartissent les ségrégations et les impuretés. Ce processus donne naissance au fibrage, visible sur une coupe pratiquée selon le sens long (sens préférentiel de déformation) et qui suit les variations de section imposées par les changements de forme ; • une possibilité de restauration, voire de recristallisation si la déformation est suffisante et donc d’affinement du grain γ ; • un allongement des inclusions plastiques (sulfure de manganèse et silicates basiques surtout) qui vont prendre la forme de fils ou de feuilles susceptibles d’altérer la cohésion du métal lorsque celui-ci sera sollicité perpendiculairement aux grandes dimensions de ces inclusions déformées. Ainsi apparaît l’effet travers (altération de la plasticité dans le sens perpendiculaire à celui de la déformation principale) ; • une cavitation par décohésion aux extrémités des inclusions peu déformables ; • la fermeture des porosités non débouchantes qui engendrent donc une amélioration de la cohésion du produit ; • l’ouverture (généralement) des cavités et fissures débouchantes avec risque de propagation voire de rupture. 175



Refroidissement après forgeage

La taille des grains γ va intervenir sur la trempabilité et les ségrégations qui subsistent vont engendrer des variations locales de cette dernière. Ces variations peuvent être importantes et conduire, selon les conditions de refroidissement, à des structures différentes. Les zones appauvries peuvent être plus riches en ferrite, les zones enrichies plus riches en perlite par exemple. Ces zones à structures différentes génèrent ainsi la structure en bandes qui apparaît lorsque les conditions de refroidissement rendent sensibles des différences de trempabilité. Ces structures n’apparaissent pas quand il en sera autrement, structure totalement martensitique par exemple dans laquelle ne seront sensibles que les écarts de dureté dus à la ségrégation du carbone. Bien entendu, ici aussi, l’état structural après retour à la température ambiante dépend des conditions de refroidissement.

Conséquences En conséquence on peut noter les points suivants. Il est intéressant de forger un acier qui soit le plus homogène possible avec peu d’inclusions (et des inclusions peu plastiques). Cette homogénéité initiale peut être obtenue en forgeant des demi-produits déjà laminés. La profondeur des défauts de surface doit être limitée afin de permettre leur élimination lors du chauffage et de la formation de la couche de calamine. La déformation doit être suffisante pour refermer les porosités, affiner le grain et faciliter l’homogénéisation en diminuant les distances sur lesquelles doit se faire la diffusion (allongement et donc amincissement des dendrites). Pour apprécier son importance, on détermine le taux de corroyage S0/S, rapport de la section initiale S0 à la section finale S. L’expérience a montré qu’un taux de 4 à 10 était nécessaire pour du métal brut de solidification en lingotière. Ce taux n’est par contre que de 3 à 7 pour du métal issu de coulée continue. Par ailleurs, en forgeage, il faut tenir compte des irrégularités locales du taux de corroyage dues aux variations de forme de la pièce forgée. Cela peut conduire à réaliser au cours de la même opération, dans les zones peu déformées, un préforgeage qui assure le corroyage nécessaire. Il peut être utile, pour affiner le grain austénitique du métal, et donc aussi son grain après transformation, de provoquer une recristallisation et, pour ce faire, de forger et surtout de finir le forgeage à relativement basse température. Il est possible, à la fin de l’opération de forgeage, de réaliser un refroidissement judicieusement choisi pour obtenir la structure visée (traitement thermique dit « dans la chaude de forge » et éviter ainsi d’avoir recours à un traitement thermique ultérieur). Pour ce faire, il est souhaitable de choisir des conditions de forgeage qui permettront d’obtenir un grain correctement affiné et de procéder ensuite, dès la fin du forgeage pour éviter un nouveau grossissement du grain au cours d’un séjour à haute température. Le fibrage est une traduction des agrégations. De par son orientation, il participe à la détérioration des propriétés dans le sens travers du métal et de ce fait ne peut être considéré comme une qualité que lorsque la pièce n’est pas sollicitée selon cette direction. Quand le métal est porté à haute température, la réaction avec l’air ambiant (oxydation et décarburation) peut altérer sa surface.

Formage à froid Toujours obtenu par écoulement plastique du métal, le formage à froid exige certaines qualités du métal. 176



L’acier doit, tout d’abord, être très malléable. En général, il est admis que cette qualité est obtenue si la limite d’élasticité est minimale. Pour ce faire, la structure de l’acier doit être constituée par de la ferrite en proportion maximale et des carbures le plus possible coalescés car leur globulisation réduit leur effet durcissant. Plus que par le niveau de la limite d’élasticité, le résultat est généralement jugé à partir de la résistance à la traction. Par exemple, Mathon a défini la résistance minimale théorique à laquelle doit conduire un tel traitement de globulisation : Rm (N/mm2) = 226 + [294 Cu % + 147 Si % + 44 Ni % + 108 Mn % (1 – C %)] / [1 – 0,15 C %] + 225 [C % – 0,1] Ce résultat met en évidence l’effet nocif des éléments qui subsistent en solution solide dans la ferrite et la durcissent. Un acier destiné au formage à froid doit donc contenir le minimum de cuivre, de silicium et de phosphore et, dans la mesure du possible de manganèse et de nickel. La malléabilité des aciers dépend aussi de leur état inclusionnaire. Des inclusions d’alumine (en alignements) et de sulfures (déformés au cours du laminage à chaud) constituent, au cours du formage à froid, des sites d’amorçage de fissures qui peuvent entraîner le rebut de la pièce mais aussi sa rupture en cours de fabrication. Pour améliorer la malléabilité des aciers, les sidérurgistes diminuent donc la teneur en oxygène du métal liquide (métallurgie en poche) et traitent l’acier liquide avec des produits à base de calcium. Ceux-ci transforment les inclusions d’alumine en aluminates de chaux moins nocifs et réduisent la teneur en soufre. Il n’est toutefois pas possible de supprimer totalement tout ajout d’aluminium qui doit intervenir dans le calmage de l’acier en lieu et place du silicium prohibé pour sa capacité de durcissement de la ferrite. L’acier doit présenter un état de surface convenable (défini par les normes). En effet, les défauts superficiels tels que lignes, fissures, rayures, traces de manutention, constituent des amorces de fissuration qui peuvent compromettre la mise en forme. Les produits en acier dans lesquels sont découpés les lopins doivent avoir une géométrie précise afin de limiter les écarts de masse et donc des écarts dimensionnels importants sur les pièces. On évite ainsi de soumettre les outillages à des efforts exagérés en cas d’excès de métal. Les produits sont préparés par étirage qui améliore la précision géométrique de la section (mais l’acier durcit par écrouissage) ou par écroûtage qui offre l’avantage de parvenir à la fois à une géométrie plus précise et à une suppression des défauts de surface. L’acier doit être traité superficiellement pour améliorer son comportement au frottement dans les outillages sous les hautes pressions qui apparaissent. En général il est phosphaté ; la couche de phosphate (de zinc ou de manganèse) est déjà lubrifiante par ellemême, elle a aussi l’avantage de retenir les produits lubrifiants apportés pendant le formage. Si l’acier s’est trop écroui pendant le formage ou s’il doit être adouci, il est nécessaire de procéder à un traitement de régénération qui sera, selon les performances attendues, soit un traitement de restauration (vers 500 °C), soit un traitement de recristallisation (entre 650 °C et AC1).

ALLIAGES FERREUX

B

Formage à tiède ou à mi-chaud Ce procédé peut constituer un compromis parfois intéressant entre les avantages et les inconvénients des formages à chaud et à froid. En effet, il devrait assurer : • par rapport au formage à chaud : – une économie d’énergie, – une meilleure approche des cotes finies, – un moins grand risque d’altération superficielle ; • par rapport au formage à froid : 177



– une déformabilité plus grande, – de moins fortes sollicitations des outillages. A contrario, on peut, bien entendu, remarquer que la forgeabilité sera moins grande qu’à chaud, que les efforts de formage seront plus élevés, les sollicitations des outillages plus importantes et que, par ailleurs, les risques de fissuration seront plus grands. En fait, on doit noter que la nocivité des défauts superficiels et celle des inclusions sont pratiquement aussi importantes que pour le formage à froid et que les exigences sur ce point devront donc être aussi sévères.

4.7.2 Usinage Seuls seront évoqués ici les aspects qui mettent en cause les propriétés et le comportement des aciers, c’est-à-dire leur usinabilité. Globalement, l’usinabilité décroît quand la dureté de l’acier (qui dépend de l’état structural) augmente. À dureté égale, les constituants et leur morphologie ont une influence sur l’état de surface. L’état inclusionnaire est de loin le facteur le plus important. On peut analyser son influence en distinguant le type des inclusions : sulfures, plomb ou oxydes. L’influence des sulfures est déterminante. De faibles variations de la teneur en soufre font évoluer l’usinabilité dans des proportions importantes (la variation relative est d’autant plus forte que la teneur en soufre est faible). Mais l’addition du soufre affecte sensiblement la plasticité de l’acier dans le sens travers ; cet effet néfaste peut être corrigé si le sidérurgiste fait en sorte que les sulfures soient globulaires. Le plomb est utilisé pour améliorer l’usinabilité des aciers. En effet, il est pratiquement insoluble dans le fer et constitue donc des inclusions métalliques dont l’effet est voisin de celui des sulfures, avec une action de lubrification plus marquée. Difficiles à fabriquer car les inclusions de plomb doivent être fines et bien dispersées dans toute la masse du métal, ces aciers sont aussi sensibles à un effet de travers. Les oxydes constituent des inclusions plus ou moins abrasives. Ils interviennent, en ce qui concerne l’usinabilité : • comme élément destructeur de l’outil par abrasion, c’est le cas surtout des inclusions à base d’alumine ; • comme élément protecteur des outils en carbures, c’est le cas notamment des silicates. Aux grandes vitesses de coupe, la température régnant à l’interface outil-copeau est voisine de la température de ramollissement de ces inclusions. Ces dernières constituent alors un dépôt adhérent et protecteur à la surface de l’outil et ralentissent de ce fait son abrasion par le copeau. Ces remarques conduiraient à rejeter l’aluminium comme élément intervenant au cours de l’élaboration de l’acier, mais son emploi présente des avantages importants. Une solution consiste en un traitement du métal liquide par le calcium qui modifie la morphologie de l’alumine et engendre, par ailleurs, la formation d’inclusions mixtes dans lesquelles l’alumine est enrobée par les sulfures. Diverses solutions sont proposées à l’usineur soucieux de disposer d’aciers facilement usinables : • possibilité de livraison, à la demande, d’aciers traités thermiquement pour usinage ou d’aciers adoucis ; • possibilité, sur accord à la commande, d’obtenir une fourniture d’aciers à usinabilité améliorée : 178



– avec une teneur en soufre sur produit comprise entre 0,020 % et 0,040 % (série R) avec addition de 0,15 % à 0,25 % de plomb et possibilité d’un traitement des oxydes par le calcium, – avec une teneur en soufre sur produit comprise entre 0,06 % et 0,100 % avec globulisation des sulfures et possibilité d’un traitement des oxydes par le calcium (et éventuellement addition de plomb). La globulisation des sulfures est indispensable pour conserver au métal les propriétés garanties avec des teneurs en soufre plus faibles ; • possibilité d’approvisionner des aciers spéciaux de décolletage définis par la norme NF EN 10087 en n’oubliant pas qu’ici l’addition massive d’éléments favorisant l’usinabilité affecte certaines des propriétés d’emploi de l’acier (notamment dans le sens travers du laminage). Ces aciers ne sont pas normalement soudables.

ALLIAGES FERREUX

B

Les nouvelles normes NF EN 10083 et NF EN 10084 ne définissent que les nuances à basse teneur en soufre (S ≤ 0,035 %, suffixe E) et à teneur en soufre contrôlée (0,020 % ≤ S ≤ 0,040 %, suffixe R). Elles laissent la possibilité de commander des nuances dont l’usinabilité a été améliorée soit par addition de plomb, soit par une teneur en soufre plus élevée que 0,040 %, pouvant aller jusqu’à 0,100 % avec formation contrôlée de sulfure et d’oxydes, par exemple par traitement au calcium. Les conditions d’une telle livraison doivent être définies à la commande (l’utilisateur doit préciser ses exigences). Le fascicule de documentation FD A 35-550 rassemble des indications sur l’usinabilité de certains aciers spéciaux non alliés et alliés de construction pour cémentation et pour traitement thermique. Il donne des indices d’usinabilité (base 100 pour XC 48) par rapport aux possibilités qu’offraient les normes NF A 35-551 et NF A 35-552 : • pour les aciers contenant 0,020 % à 0,040 % de soufre : – sans traitement spécial sans plomb, nuance u = q devenue R, – sans traitement spécial avec plomb (0,15 % à 0,25 %), nuance qPb, – avec globulisation des sulfures sans plomb, nuance q1, – avec globulisation des sulfures avec plomb (0,15 % à 0,25 %), nuance q1Pb, – avec globulisation des sulfures et traitement des oxydes sans plomb, nuance q2, – avec globulisation des sulfures et traitement des oxydes avec plomb (0,15 % à 0,25 %), nuance q2Pb ; • pour les aciers contenant 0,060 % à 0,100 % de soufre : – sans traitement spécial sans plomb, nuance q, – avec globulisation des sulfures sans plomb, nuance r1, – avec globulisation des sulfures avec plomb (0,15 % à 0,25 %), nuance r1Pb, – avec globulisation des sulfures et traitement des oxydes sans plomb, nuance r2, – avec globulisation des sulfures et traitement des oxydes avec plomb (0,15 % à 0,25 %), nuance r2Pb. Le fascicule de documentation FD A 35-550 distingue l’usinage avec outil en acier rapide et l’usinage avec outil en carbure : • pour l’usinage avec outil en acier rapide, il classe les nuances dans l’ordre d’indice croissant (et donc d’usinabilité croissante) suivant : – les nuances u (devenues R), q1 et q2 (qui sont équivalentes), – les nuances qPb, r1 et r2 (qui sont équivalentes), – les nuances r1Pb ; • pour l’usinage avec outil en carbure, il classe les nuances dans l’ordre d’indice croissant (et donc d’usinabilité croissante) suivant : – les nuances u (devenues R) et q1 (qui sont équivalentes), – les nuances r1, – les nuances q2, 179



– les nuances r2. Ces résultats prennent en compte le fait que le traitement des oxydes n’apporte peu d’amélioration d’usinabilité lors d’un usinage avec outil en acier rapide.

4.7.3 Soudage Le soudage est une technique d’assemblage qui assure la continuité métallique. Il autorise la réalisation de pièces complexes et permet ainsi une meilleure utilisation du métal par une adaptation poussée des formes, d’où des gains de masse. Par ailleurs, en fabrication, il permet de diminuer les chutes (copeaux, bavures…) et de s’affranchir de certaines contraintes liées au forgeage et au moulage telles que surépaisseurs, dépouille… En revanche, il porte localement le métal à de très hautes températures en créant des gradients thermiques importants. Il engendre donc des transformations, des déformations et des contraintes résiduelles que le mécanicien doit maîtriser. La qualité métallurgique des soudures des pièces en aciers de construction mécanique est grandement améliorée par un traitement thermique final. Seuls seront considérés ici les aspects relatifs à la soudabilité des aciers de construction mécanique lors de leur soudage avec les procédés habituels.

Soudage à l’arc

Nombre des aciers considérés ici ont une teneur en carbone qui peut atteindre, voire dépasser, 0,3 % ; par ailleurs ils ont, pour la plupart d’entre eux, une trempabilité qui suffit à faire que la zone affectée par la chaleur (ZAC) est très largement martensitique. Dans ces conditions, le risque de fissuration à froid peut être grand en présence d’hydrogène. Il est intéressant de noter que, dans la classification habituelle des aciers en fonction de leur soudabilité, ceux dont il est question ici se classent pour la plupart (norme Afnor E 83-100) : • en catégorie 2 : aciers devant être soudés en absence d’hydrogène et nécessitant un préchauffage et un post-chauffage ; • ou en catégorie 3 : aciers dont le soudage est à éviter, compte tenu des risques importants de fissuration. Seuls quelques-uns d’entre eux, tels C30, C35, 16MnCr4, 18CrMo4, 16NiCr4 et 10NiCr5-4, peuvent être classés en catégorie 1 (aciers à souder avec bas hydrogène et préchauffage) et un plus petit nombre encore, tels C10, C15, C16 en catégorie 0 (aciers sans problème particulier, à souder néanmoins avec des procédés à bas hydrogène quand l’épaisseur dépasse 20 mm). La figure 4.18 permet d’interpréter ce classement d’une part en fonction de la teneur en carbone et, d’autre part, de la somme des termes qui, dans la formule de carbone équivalent, fait intervenir les éléments d’alliage : Mn% Cr% + Mo% + V% Ni% + Cr% -------------- + ------------------------------------------------- + ------------------------------ = Ceq% – C% 6 5 15 L’emploi de procédés à bas hydrogène est donc indispensable et n’exclut pas toujours le recours au préchauffage et au postchauffage. La mise en œuvre, dans la mesure du possible, d’une énergie élevée est préférable. Les procédés qui confèrent au joint un bel état de surface et des raccordements très progressifs, tels que MAG (métal actif gaz), fils fourrés sous gaz, flux en poudre…, assurent une meilleure tenue mécanique de l’assemblage (rupture fragile, fatigue).

Soudage à haute énergie Les procédés qui font intervenir un faisceau d’électrons (FE) ou un faisceau de lumière cohérente (lasers) ont l’avantage de créer des cordons peu épais et des ZAC étroites, ce 180



ALLIAGES FERREUX

B

Figure 4.18 – Conditions de préchauffage et de postchauffage des aciers lors du soudage à l’arc. qui limite l’amplitude des déformations et le niveau des contraintes résiduelles. Leur apport nul (FE sous vide) ou faible en hydrogène (laser) aide à éviter la fissuration à froid. Par ailleurs, ils peuvent convenir (surtout le FE) pour le soudage de pièces de géométrie complexe. Ces procédés s’appliquent à tous les aciers considérés ici.

Soudage par friction

Ce procédé, très utilisé en mécanique, exige qu’une des deux parties de l’assemblage soit constituée d’une pièce qui puisse être mise en rotation. Le joint ne contient pas de métal brut de solidification, ce qui améliore ses performances mécaniques. Le soudage par friction exige par ailleurs un usinage pour enlever le bourrelet. Il s’applique à tous les aciers considérés ici et permet de réaliser des soudages hétérogènes.

Soudage par résistance

Le procédé de soudage en bout par étincelage est très utilisé en mécanique. Il autorise le soudage de fortes sections avec des cycles thermiques relativement lents. Le risque de formation de structures peu ductiles (compte tenu de certaines teneurs en carbone) est donc atténué, mais le grossissement des grains dans la ZAC peut être important. Le traitement thermique final permet de résorber ce défaut. Le soudage par résistance exige par ailleurs une opération d’usinage pour éliminer le bourrelet formé lors du refoulement. Il s’applique à tous les aciers considérés ici et autorise les soudages hétérogènes.

4.7.4 Traitements thermiques préparatoires à la mise en œuvre Si certains traitements thermiques confèrent leurs propriétés d’emploi aux aciers de construction mécanique, les traitements thermiques d’adoucissement, au contraire, ont 181



pour objet d’adoucir le métal pour faciliter sa mise en œuvre. On peut distinguer ici différentes procédures convenant chacune à des conditions de mise en œuvre particulières.

Recuit d’adoucissement maximal pour le formage à froid Ce recuit doit conduire à une structure généralement dite globulisée (ou coalescée) dans laquelle les carbures ont pris une forme sphérique plus stable. Il conduit pratiquement aux valeurs minimales de la limite d’élasticité et de la résistance du métal. Ce traitement comporte un maintien prolongé à une température très légèrement inférieure à AC1. Pour réduire la durée du maintien à cette température, il est préférable de le faire précéder par un chauffage à une température légèrement supérieure à AC1 (de 10 °C à 20 °C). Dans des cas difficiles, on peut faire osciller plusieurs fois la température entre ces niveaux.

Recuit isotherme pour usinage Ce recuit doit conduire généralement à une structure constituée de petits grains de ferrite et de perlite fine. Suivant le mode d’usinage, l’état structural souhaité peut être légèrement différent. Il comporte une austénitisation, réalisée dans les conditions habituelles pour l’acier, suivie d’un refroidissement interrompu par un maintien à la température à laquelle la transformation de l’austénite donnera la structure en ferrite-perlite fine souhaitée. Les conditions de ce traitement se définissent directement à partir du diagramme TTT de l’acier : • il faut choisir une température de maintien dont la durée ne soit pas trop longue et donc coûteuse, étant entendu que la structure ferrite-perlite sera d’autant plus fine que cette température sera plus basse dans les limites fixées par le diagramme (il faut éviter toute formation de bainite) ; • la durée de maintien correspondant à la température choisie est majorée pour assurer la marge de sécurité nécessaire (l’austénite doit être entièrement transformée pour éviter toute formation de martensite au cours du refroidissement). L’examen du diagramme TRC correspondant à l’acier traité permet de définir les conditions de refroidissement. Celles-ci doivent se trouver entre la température d’austénitisation et la température de maintien (ce refroidissement devrait être, théoriquement, instantané) pour éviter que la transformation γ → α ne débute pas en un point quelconque de la pièce avant que cette dernière ne soit parvenue à la température de maintien.

Traitement d’adoucissement banal Ce traitement a pour objet d’abaisser simplement la dureté du métal. Les conditions de sa réalisation dépendent de l’acier, de son état avant traitement et du résultat recherché. En général, il comporte un chauffage à une température voisine de AC1 légèrement inférieure ou légèrement supérieure suivant l’importance de l’adoucissement recherché, suivi d’un refroidissement très lent jusqu’à environ 550 °C. Le refroidissement ultérieur peut être plus rapide si la transformation des plages éventuellement austénitiques (si le chauffage a été réalisé à une température supérieure à AC1) est achevée.

4.7.5 Traitement thermique de normalisation Dans certains cas, et notamment lorsque la structure d’un acier avant traitement thermique final est grossière (état globulisé, état brut de forge, etc.), l’utilisateur peut souhaiter redonner au métal une structure plus fine qui facilitera la réalisation du traitement thermique final et améliorera sa ductilité. 182



Ce résultat sera acquis en faisant subir à l’acier un traitement d’affinage structural qui comprendra, généralement, un chauffage jusqu’à une température juste suffisante pour que l’austénitisation soit complète, suivi d’un refroidissement dans des conditions convenables pour obtenir une structure ferrite-perlite fine. Souvent, pour des aciers non ou peu alliés, le refroidissement à l’air satisfait aux conditions imposées et l’on dit alors que l’on réalise une normalisation.

4.7.6 Traitements thermiques conférant aux aciers leurs propriétés d’emploi Les principes de ces traitements thermiques ont été détaillés plus haut. Seuls sont examinés ici les paramètres pratiques qui conditionnent l’acquisition des propriétés visées.

B ALLIAGES FERREUX

Traitement de durcissement dans la masse Ce traitement réalisé par trempe et revenu est destiné à donner à l’acier ses propriétés d’emploi dans toute la section de la pièce si celle-ci travaille en traction ou en compression. Mais si la pièce ne travaille qu’en flexion ou en torsion, le durcissement maximal n’est pas nécessaire dans toute la section. Il suffit dans ce cas qu’il affecte la « couche » extérieure comprise entre la surface et la mi-épaisseur1. Sur le plan pratique, ceci conduit à prendre en compte la trempabilité de l’acier et les possibilités de refroidissement de la pièce et donc : • d’une part, la taille et la forme de la pièce. On retrouve ici la notion d’effet de masse lié à la conductivité thermique des aciers : les différences relatives des conditions de refroidissement entre peau et cœur sont d’autant plus grandes que la section est plus forte et que le refroidissement est plus énergique ; • d’autre part, l’efficacité des moyens de refroidissement que l’on peut utiliser lors de la trempe. Cette efficacité fait intervenir le pouvoir refroidissant, propriété difficile à quantifier (on se réfère parfois à la sévérité de trempe, notion sommaire, mais qui permet des comparaisons significatives et utiles). Les différences de refroidissement dans la section d’une pièce créent des écarts de température qui vont être responsables : • de déformations dues aux différences de dilatation, • de décalages chronologiques dans le déroulement des transformations et, donc dans l’apparition des anomalies de dilatation correspondantes. Ces phénomènes engendrent d’une part des déformations irréversibles des pièces, d’autre part des contraintes propres susceptibles de provoquer éventuellement des tapures, et cela d’autant plus que le refroidissement est rapide et la section des pièces importante. Pour pallier ces difficultés, on peut envisager deux solutions : • choisir une nuance requérant des conditions de refroidissement moins sévères, c’est-àdire une nuance dont la trempabilité soit plus grande (acier plus trempant). Mais ceci implique une dépense supplémentaire due à l’utilisation d’un ajout plus important d’éléments d’alliage dans l’acier ; • réaliser une trempe étagée martensitique, au cours de laquelle on interrompt momentanément le refroidissement par un maintien dans un milieu à température légèrement supérieure à Ms, la durée de ce maintien étant assez courte pour éviter toute transformation de l’austénite en bainite. On réduit ainsi les écarts de température dans les pièces avant de réaliser la transformation martensitique au cours du refroidissement qui suit. Le diagramme TRC permet de définir les conditions de refroidissement qui éviteront toute transformation γ → α avant l’arrivée à la température de maintien choisie, et donc aussi de juger de la

1. Résultats de Tournier, Lecroisey et Séchaud au CETIM.

183



faisabilité de ce traitement dans les conditions considérées. Cette solution comporte un surcoût, celui du maintien isotherme et des moyens nécessaires à son exécution, aggravé par la nécessité de mettre en œuvre un acier déjà doté d’une certaine trempabilité pour rendre le traitement faisable. Une des conséquences de l’effet de masse est que les caractéristiques mécaniques mesurées sur éprouvettes traitées isolément ne peuvent pas être directement et systématiquement extrapolées à des pièces traitées de masses et de sections différentes.

Traitement thermique superficiel La trempe superficielle ou thermochimique intervient généralement en fin de fabrication des pièces, car elle ne permet pas la réalisation d’importantes retouches des cotes. Il est donc indispensable, auparavant, que le cœur de la pièce ait acquis les propriétés qui lui permettront d’assurer non seulement la tenue en service, mais aussi le soutien mécanique de la couche durcie. Ceci s’obtient par un traitement dans la masse judicieusement réalisé. Il est indispensable de s’assurer de la compatibilité des deux opérations et éventuellement de s’en servir, cas, par exemple, de la nitruration qui peut réaliser aussi le revenu du métal de base.

4.8 Choix des aciers L’éventail des potentialités offertes par les aciers spéciaux de construction mécanique pour traitements thermiques est très large. Il est donc impératif de bien faire son choix, en prenant en compte les paramètres dont dépend le durcissement, et ceux qui vont rendre possible l’exécution du traitement thermique, c’est-à-dire essentiellement ceux qui permettront de passer par l’étape imposée de l’état martensitique. En faisant son choix, le mécanicien doit tenir compte du fait qu’il peut approvisionner des barres déjà traitées (par trempe et revenu) qui simplifieront sa mise en œuvre en l’accélérant et en lui évitant d’avoir à prendre en compte les déformations engendrées par le traitement thermique. L’utilisation de barres traitées à usinabilité améliorée, par addition de 0,06 % à 0,1 % de soufre, globulisation des sulfures et traitement des oxydes, permet alors de retrouver une usinabilité convenable. Ces possibilités de livraison sont prévues par la norme NF EN 10083 et, par ailleurs, le document FD A 35-555, Barres en aciers de construction livrées à l’état trempé et revenu, définit de tels produits en fonction de leurs caractéristiques mécaniques. L’emploi de ces barres traitées n’exclut pas la possibilité de réaliser, in fine, certains traitements superficiels comme la nitruration par exemple.

4.8.1 Paramètres du durcissement Le durcissement de l’acier apparaît comme la donnée indispensable pour l’utilisation et ses paramètres : teneur en carbone, éléments d’alliage carburigènes, température de revenu, sont les premiers à prendre en compte.

Teneur en carbone La teneur en carbone est directement responsable de l’ampleur du durcissement puisqu’elle définit la quantité de carbures qui précipitera.

Éléments d’alliage carburigènes Les éléments d’alliages carburigènes modifient la forme sous laquelle précipite le carbone au cours du revenu, à des températures généralement supérieures à 550 °C. La phase durcissante n’est plus alors la cémentite Fe3C, mais le ou les carbures de chacun 184



de ces éléments qui sont essentiellement le molybdène, le vanadium, le tungstène, le niobium, le titane et le chrome. Ainsi le choix d’un acier contenant un ou des éléments d’alliage carburigènes permet d’obtenir, par revenu, un durcissement plus important et donc des caractéristiques de résistance plus élevées. Ce choix doit être couplé avec celui de la température de revenu puisque ces effets dépendent de cette dernière.

Température de revenu La température modifie la morphologie des précipités et, en présence d’éléments carburigènes, leur composition et leur effet durcissant. Elle joue également sur la stabilité de la structure et donc celle des caractéristiques mécaniques issues du traitement thermique. En effet, l’acier qui travaille « à chaud » est soumis à un maintien à une température de service qui, thermiquement, a toutes les caractéristiques d’un revenu. Pour que ce maintien n’affecte pas les performances du métal, il est donc indispensable de faire préalablement subir à l’acier un revenu qui stabilise suffisamment son état structural. Ce revenu sera réalisé à une température sensiblement supérieure à la température de service que l’on calcule avec la formule d’Hollomon et Jaffé : F (dureté) = T (f (C %) + lg (t )) où :

ALLIAGES FERREUX

B

• T est la température de revenu (en K), • t la durée du revenu (en heures), • et f (C %) = 21,3 – 5,8 (C %). Cette formule donne des indications sur les équivalences entre température de revenu et durée du revenu. On voit ainsi, par exemple, si C % = 0,25, qu’un service de 10 000 heures à 475 °C équivaut à un revenu de 4 heures à 600 °C. La stabilité de la structure sera donc assurée par la réalisation d’un revenu d’au moins 4 heures à une température supérieure à 600 °C. De même un service de 100 000 heures à 500 °C équivaut à un revenu de 10 heures à 650 °C ; la stabilité de la structure sera donc assurée par la réalisation d’un revenu à une température supérieure à 650 °C. Dans de tels cas, on aura recours au complément de durcissement que peuvent apporter les éléments carburigènes (voir chapitre 1.3.2).

4.8.2 Paramètres de faisabilité du traitement thermique Le paramètre fondamental est ici la trempabilité qui va permettre, lors de la trempe de la pièce considérée, de la transformer en martensite dans tout le volume qui doit être durci. Cette trempabilité dépend de nombreux facteurs dont les principaux sont les teneurs en éléments d’alliage et, indirectement, la teneur en carbone, dont l’influence apparaît comme essentiellement multiplicatrice de celles des éléments d’alliage. De ce fait, le choix d’une nuance d’acier, donc d’une certaine composition chimique, fixe implicitement la trempabilité du métal et donc la possibilité ou l’impossibilité de parvenir à la transformation martensitique dans les conditions réalisables industriellement. Ces conditions sont limitées à la « trempe à l’eau » ou à la « trempe à l’huile » d’une pièce dont la géométrie conditionne le refroidissement dans ces milieux.

4.8.3 Conditions du choix Ce qui précède montre à l’évidence que, pour obtenir les performances mécaniques souhaitées, il faut choisir l’acier en tenant compte de son traitement thermique. Ayant défini ses exigences en termes de performances mécaniques, le mécanicien devra prendre en compte la température et la durée d’emploi. Il en déduira les conditions 185



minimales de revenu que devra subir la pièce. Par exemple, pour un service à la température ambiante, la température de revenu repère sera de 525 °C. À partir de ces données, il pourra choisir les nuances qui, après revenu à la température ainsi fixée, donnent les caractéristiques souhaitées. À ce stade, il devra consulter le spécialiste qui sera ultérieurement chargé de l’exécution du traitement thermique afin de sélectionner avec lui les nuances qui ont la trempabilité suffisante. Alors le choix pourra être achevé en prenant en compte les coûts-matière et éventuellement les écarts de coûts liés à des adaptations particulières des conditions de mise en œuvre et notamment de traitement thermique. Cette coopération avec le responsable du traitement thermique est indispensable. Elle peut être préparée en utilisant des données particulières qui permettent d’approcher la solution, mais qui restent généralement insuffisantes car elles ne prennent pas en compte la complexité de la géométrie d’une pièce. Ainsi le mécanicien peut s’aider de documents tels que : • les figures 4.19 (aciers de la norme NF EN 10083) et 4.20 (aciers de la norme NF EN 10084) qui situent les nuances normalisées dans un système de coordonnées qui reprend les deux principaux paramètres de l’acier ; teneur en carbone et trempabilité ; • le tableau 4.5 qui donne les limites d’emploi des différentes nuances normalisées pour la réalisation de cylindres traités dans la masse ou dans une partie seulement de leur section.

Figure 4.19 – Trempabilité et teneur en carbone des aciers de la norme NF EN 10083. 186

Figure 4.20 – Trempabilité et teneur en carbone des aciers de la norme NF EN 10084.



Tableau 4.5 – Estimation approximative des diamètres maximaux de cylindres (en mm) pour trempe à l’eau et à l’huile.

Trempe à cœur Nuance

Trempe à mi-rayon

eau (H = 0,08 mm–1) huile (H = 0,015 mm–1) eau (H = 0,08 mm–1) huile (H = 0,015 mm–1)

Pour une résistance Rm de 850 à 1 000 N/mm2 après revenu à 550°C 12 25

4 9

14 29

4 9

16 19 28 35 40 46 193

4 5 9 11 14 16 83

21 30 48 52 67 116 321

6 9 17 18 24 46 150

22 24 27 28 31 33 38 38 55 59 61 68

7 7 9 9 10 11 12 13 20 21 22 25

29 30

9 10

B ALLIAGES FERREUX

C22 20MnB5

Pour une résistance Rm de 875 à 1 075 N/mm2 après revenu à 550°C C25 C30 28Mn6 30MnB5 25CrMo4 27MnCrB5-2 30CrNiMo8

14 17 25 30 35 39 149

4 5 9 11 13 15 77

Pour une résistance Rm de 950 à 1 150 N/mm2 après revenu à 550°C C35 34Cr4 34CrMo4 33MnCrB5-2 36CrNiMo4 34CrNiMo6 36NiCrMo16

18 26 41 44 56 93 237

6 9 16 17 23 43 135

Pour une résistance Rm de 1 050 à 1 200 N/mm2 après revenu à 550°C C40 C45 C50 38Cr2 46Cr2 37Cr4 38MnB5 41Cr4 42CrMo4 50CrMo4 39MnCrB6-2 51CrV4

20 21 24 24 27 29 32 33 47 49 51 57

6 7 8 8 9 10 12 12 18 20 21 24

Pour une résistance Rm de 1 050 à 1 250 N/mm2 après revenu à 550°C C55 C60

25 27

9 9

Ces données ne doivent être considérées que comme des indications qui permettent d’orienter un choix. Des modifications de la température de revenu peuvent faire passer une nuance d’une gamme de résistance à la traction à une autre.

187


4.9 Évolution des aciers spéciaux

4.8.4 Aides au choix Différents moyens sont proposés pour aider au choix d’un acier : • l’Office technique pour l’utilisation de l’acier1 (OTUA), a publié une méthode pratique de prévision de la réponse d’un acier aux traitements thermiques avec application au choix de la nuance et à la mise au point du traitement thermique. Les données nécessaires à son utilisation sont publiées dans la même collection des dossiers techniques ; • le Centre technique des industries mécaniques (CETIM) a mis au point un logiciel d’aide au choix des aciers et de leur traitement thermique, CETIM-SICLOP, complété par des banques de données sur les matériaux ; • Ashby et l’Université de Cambridge2 proposent le logiciel Cambridge Materials Selector d’aide au choix des matériaux qui contient sa propre banque de données ; • Bassetti3 propose le logiciel de choix FUZZIMAT qui contient sa propre banque de données que l’utilisateur peut enrichir selon ses disponibilités.

4.9 Évolution des aciers spéciaux La gamme des aciers pour construction mécanique comporte un grand nombre de nuances prévues pour répondre aux deux demandes de base : teneur en carbone et trempabilité qui, selon les fabrications et les moyens de traitement thermique, peuvent être très diverses. S’il est peu probable qu’apparaissent beaucoup de nouvelles nuances, il est sûr que les nuances actuelles connaîtront des évolutions de composition chimique. Celles-ci, probablement, pourront paraître mineures, mais elles permettront de mieux répondre aux conditions particulières de mise en œuvre par des procédés modernes. À titre d’exemple, on peut évoquer la nécessité d’augmenter un peu la trempabilité pour pallier les insuffisances de la trempe au gaz dans les fours à vide. La propreté inclusionnaire a beaucoup été évoquée ici comme facteur déterminant de certaines performances dont la ténacité et la résistance à la fatigue. De gros progrès ont été faits dans ce domaine grâce à la coulée continue et surtout grâce à la métallurgie en poche. Des progrès seront encore faits par les sidérurgistes mais il ne faut pas oublier que certains de ces derniers sont capables, par refusion, d’élaborer des aciers très propres et présentant de ce fait une ténacité qui permet d’augmenter les contraintes de service en diminuant les épaisseurs et donc la masse. Ce gain a une contrepartie logique : une augmentation du coût de l’acier. Il n’est pas question, bien sûr, de prédire l’apparition d’aciers qui ne se déformeraient pas lors des traitements de trempe et de revenu. Ce problème très important et très actuel demandera un effort collectif vers un but assez modeste, la maîtrise de ces déformations pour les rendre reproductibles afin de les prendre en compte lors du dessin de la pièce. L’acquisition de ce résultat passe évidemment par la reproductibilité des opérations de traitement thermique et par la régularité des réponses des aciers à ces traitements qui ont déjà fait des progrès. Certaines aciéries sont capables de faire en sorte que la dispersion des courbes Jominy d’une même nuance soit très inférieure à celle tolérée par la norme de produit. Mais il sera sans doute bien difficile de faire en sorte que deux aciéries donnent des résultats se situant dans la même bande étroite de dispersion ; ce fait pose le problème du choix des fournisseurs.

1. Se reporter à la section 4.10 pour les adresses des organismes. 2. Granta Design limited, Trumpington Mews, 40B High Street, Trumpington Cambridge CB2 2LS, UK. 3. SNC Bassetti et Isaac, 91 bis, rue du Général-Mangin, 38100 Grenoble.

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Actuellement on ne peut pas considérer que les emplois des aciers sont toujours optimisés pour en tirer les meilleures performances. Des progrès devront être réalisés aussi bien lors du choix que lors de la mise en œuvre (l’acier est un vieux matériau que l’on croit bien maîtriser et face auquel on a de vieilles habitudes…). Cet aspect de l’utilisation des aciers est encore compliqué par la nécessité de prendre en compte tous les traitements qui modifient leurs propriétés superficielles. L’évolution de tous ces traitements, rapide et particulièrement intéressante, conduit non seulement à des performances plus élevées, mais peut aussi induire des gains de masse et de coûtmatière. Elle peut demander une conception adaptée des pièces.

B ALLIAGES FERREUX

Par ailleurs les techniques modernes de dépôt peuvent permettre la réalisation de multimatériaux constitués : • d’un métal de base assurant la résistance aux efforts mécaniques répartis dans la masse ou dans une partie de celle-ci, • de couches, chacune apportant une propriété superficielle que le métal de base n’est plus chargé d’assumer. Les possibilités sont ici très variées et très prometteuses. Enfin, lorsque la fabrication d’une pièce passe par une opération de mise en forme à chaud, il est toujours utile d’examiner s’il est possible de profiter du fait que l’acier, après celle-ci, est à l’état austénitique pour réaliser un refroidissement adapté qui conférera au métal une structure apte à faciliter les opérations ultérieures de mise en œuvre (acquisition d’un état adouci) ou la structure finale d’emploi (le refroidissement après mise en forme à chaud sera alors une trempe qui devra être suivie d’un revenu). Il y a là une source de gain de temps et d’économie. Mais il sera alors nécessaire que le réalisateur du formage à chaud adapte les conditions pour obtenir, en fin d’opération, une austénite à grains fins.

4.10 Renseignements pratiques 4.10.1 Adresses utiles

Organismes professionnels L’utilisateur qui souhaiterait recueillir des informations techniques sur les aciers, les produits sidérurgiques, leurs conditions de mise en œuvre et sur leurs propriétés d’emploi peut, tout d’abord, s’adresser à l’organisme professionnel suivant que la sidérurgie française met à sa disposition : Office technique pour l’utilisation de l’acier (OTUA) Construiracier 20 rue Jean Jaurès 92800 PUTEAUX Tél. 01 55 23 02 30 Fax : 01 55 23 02 49 Il pourra aussi s’adresser à : Centre technique des industries mécaniques (CETIM) BP 67, 60304 SENLIS Cedex Tél. : 03 44 67 30 00 Fax : 03 44 67 34 00 ou à son établissement Ouest à Nantes, tél. : 02 40 37 36 35 ou à son établissement Sud-Est à Saint-Étienne, tél. : 04 77 79 40 42. 189



Les aciers de construction mécanique destinés à subir un traitement de trempe et revenu sont surtout commercialisés à l’état de produits longs et essentiellement alors sous forme de barres ; quelques nuances sont livrées à l’état de produits plats. Les principales normes définissant les dimensions et les tolérances des barres sont encore des normes françaises : NF A 45-075, NF A 45-101 et NF A 45-102. La commercialisation de ces produits est assurée : soit directement par les producteurs, soit par des sociétés de négoce filiales de sociétés sidérurgiques, soit par des sociétés indépendantes, mais qui toutes sont regroupées au sein d’un des organismes suivants : Syndicat national du commerce des produits sidérurgiques (SNCPS) – Union des négociants en aciers spéciaux (UNAS) 65, avenue Victor-Hugo 75116 PARIS Tél. : 01 45 00 72 50 Fax : 01 45 00 71 37 Syndicat national du négoce indépendant des produits sidérurgiques (SNIPS) 91, rue de Miromesnil 75008 PARIS Tél. : 01 45 61 99 44 Fax : 01 42 25 77 52

Producteurs

Allevard Aciers BP 17, 38570 LE CHEYLAS Tél. : 04 76 45 45 45 Fax : 04 76 45 45 33 ALST BP 10, 81160 SAINT-JUÉRY Tél. : 05 63 55 15 00 Fax : 05 63 45 20 73 Aubert et Duval 22 rue Henri Vuillemin, BP 63 92233 GENNEVILLIERS Cedex Tél. : 01 55 02 58 00 Fax : 01 55 02 58 01 Bernier 85, rue Auguste-Renoir 93600 AULNAY-SOUS-BOIS Tél. : 01 48 19 80 39 Fax : 01 48 79 80 49 Bonpertuis BP 50, 38140 RIVES-SUR-FURE Tél. : 04 76 65 15 15 Fax : 04 76 65 19 06 Erasteel Tour Maine-Montparnasse, 33, avenue du Maine 75755 PARIS Cedex 15 190



Tél. : 01 45 38 63 00 Fax : 01 45 38 63 30 Rives BP 60, 38140 RIVES-SUR-FURE Tél. : 04 76 91 42 44 Fax : 04 76 65 37 75

Sociétés de négoce filiales de sociétés sidérurgiques CLI Paris Immeuble Pacific, 13 cours Valmy 92070 PARIS-LA-DÉFENSE Cedex Tél. : 01 41 25 95 00 Fax : 01 41 25 95 88

ALLIAGES FERREUX

B

Datec 265 ter, chaussée Jules-César 95250 BEAUCHAMPS-SUR-OISE Tél. : 01 30 40 35 00 Fax : 01 30 40 35 97 IMS Abraservice ZI chemin du Jacloret 95820 BRUYÈRES-SUR-OISE Tél. : 01 39 37 41 00 Fax : 01 39 37 75 20 Mécacier BP 14, 77290 MITRY-MORY Tél. : 01 64 67 50 67 Fax : 01 64 67 82 92 Ugine Service Immeuble Pacific, TSA 30003 92070 PARIS-LA-DÉFENSE Cedex Tél. : 01 41 25 60 00 Fax : 01 41 25 60 24

4.10.2 Bibliographie

Ouvrages généraux LACY C.E., GENSAMER M. – Trans. A.S.M. vol. 32, 1944. BAIN E.C., PAXTON H.W. – Les éléments d’addition dans l’acier, Dunod, 1968. BARTHELEMY (B.) – Notions pratiques de mécanique de la rupture, Eyrolles, 1980. MATHON P. – Formages Matériaux, vol. 1 et 2, 1969. ROLFE, NOVAK – Slow-bend K1C Testing of Medium-Strengh Hightoughness Steels, ASTM STP 463, 1970. Les aciers spéciaux, Lavoisier, Tec & Doc. Techniques de l’Ingénieur, volume M2-1, chapitres M 300, M 302, M 315 et M 318. Steel, Verein Deutscher Eisenhüttenleute.

Revues

Matériaux et Techniques Traitement Thermique Courrier Technique de l’OTUA 191


192




5 • ACIERS INOXYDABLES

ACIERS D’OUTILLAGE

ALLIAGES FERREUX

B Michel Colombié

Les aciers inoxydables ont été mis au point pour résoudre les problèmes de corrosion humide posés par les alliages ferreux. Développés industriellement à partir du début du vingtième siècle, la croissance de leur production se poursuit régulièrement. Ces aciers inoxydables, pour des raisons précisées ultérieurement, sont définis comme des aciers titrant plus de 10,5 % de chrome, moins de 1,2 % de carbone et contenant éventuellement d’autres éléments d’alliages (norme européenne NF EN 10088-1). Il s’agit donc d’aciers spéciaux très alliés. Dans la normalisation européenne (NF EN 10027) ils sont donc désignés : – Symboliquement par la lettre X suivie de la teneur en carbone multipliée par 100, des principaux éléments d’alliage selon les symboles de la chimie et de leur concentration en pour-cent (par exemple : X6CrNi18-10). Ces dénominations sont précédées de la lettre G pour les produits moulés. À titre d’information, rappelons que cela correspond à l’ancienne dénomination française Z6CN18-10, qui était suivie de la lettre M pour les nuances moulées. – De façon alphanumérique par le chiffre 1 suivi de deux chiffres indiquant la famille d’acier et d’un numéro d’ordre à deux chiffres. Dans le cas des aciers inoxydables, les familles d’aciers sont toutes de 40 à 49. Leur désignation sera donc toujours du type 1.4XXX (par exemple, 1.4308 = X5CrNi19-10). Dans la normalisation des États Unis que l’on rencontre souvent, les aciers inoxydables : – de type Fe-Cr sont désignés par un chiffre de la série 400 (exemple AISI 430), – de type Fe-Cr-Ni sont désignés par un chiffre de la série 300 (exemple AISI 316).

5.1 Définition et notions de base 5.1.1 Résistance à la corrosion

Corrosion humide ou électrochimique La résistance à la corrosion humide des aciers inoxydables est due à un phénomène de passivité (voir 1.6). Pour des teneurs en chrome supérieures à 10-11 %, il se forme à la surface du métal une couche passive mince (1 à 5 nm) à base d’oxyde de chrome et de fer hydraté. Sans être parfaitement étanche, elle protège cependant le métal et ralentit très fortement la vitesse de corrosion pour la rendre compatible avec une utilisation industrielle. Cette couche est stable dans le milieu corrosif pour un certain domaine de potentiel. Cela explique qu’à ces niveaux (figure 5.1), la courbe courant-tension de la réaction anodique s’effondre, formant ainsi le palier de passivité ; apparaissent donc trois domaines dits d’activité, de passivité et de transpassivité. Les conditions de corrosion libres sont, 193



comme précisées par ailleurs (voir 1.6), à l’intersection des courbes cathodique et anodique. Dans le cas présent (figure 5.1) le métal ne résiste à la corrosion que si cette intersection est située sur le palier de passivité. NO

I

3H

NO

3H

dil ué

co nc en

tr é

SO H2

4

E

Passivité

Figure 5.1 – Courbes anodique et cathodique schématiques des aciers inoxydables. Si la teneur en chrome augmente, la longueur du palier de passivité augmente et son niveau baisse (figure 5.2). Par conséquent, la résistance à la corrosion s’améliore. I Cr = 11 % Cr = 13 % Cr = 18 %

Cr

Cr = 20 %

E

Figure 5.2 – Influence de la teneur en chrome sur les courbes anodiques des aciers inoxydables. L’addition de molybdène et de cuivre au niveau de quelques pour-cent améliore le film passif, en particulier en milieux chlorurés et acides. Ces éléments ne créent pas de passivité. Leur effet serait plutôt dû au dépôt de métal ou d’oxyde au niveau de la couche passive à base de chrome. En résumé, nous retiendrons schématiquement que la résistance à la corrosion humide des aciers inoxydables est principalement liée à leur teneur en chrome. Ainsi, il faut s’attendre à des caractéristiques de corrosion : – – – –

médiocres, pour les plus basses teneurs en chrome (11 à 13 %), moyennes, pour les concentrations en chrome intermédiaires (14 à 15 %), haut de gamme, pour les teneurs plus élevées, typiquement 16 à 18 %, exceptionnelles, pour les concentrations supérieures (21 à 25 %).

À ces différents niveaux, des additions de molybdène ou de cuivre améliorent les résultats. 194



Corrosion sèche. Oxydation Les mécanismes de corrosion en présence de gaz à haute température sont essentiellement différents (voir 1.6). En particulier, les cinétiques d’oxydation, principalement par l’air ou l’oxygène, sont liées aux caractéristiques de la couche d’oxyde formée en surface. Dans le cas des aciers, les oxydes les plus protecteurs sont : l’oxyde de chrome Cr2O3, la silice SiO2 et l’alumine Al2O3. Ce sont en effet les plus stœchiométriques. Par conséquent, les aciers résistant à l’oxydation contiennent des additions de chrome et/ou d’aluminium et/ou de silicium, de façon à former de tels oxydes. À ce titre, les aciers inoxydables, parce qu’ils contiennent plus de 10,5 % Cr, ont un bon comportement à l’oxydation sèche. En revanche, contrairement au cas de la corrosion humide, ce ne sont pas les seuls. Ils ne sont pas spécifiques ; d’autres nuances peuvent être envisagées.

ALLIAGES FERREUX

B

5.1.2 Rappels de métallurgie

Diagramme fer-chrome Sur l’axe des ordonnées du diagramme Fe-Cr (figure 5.3), on retrouve, bien entendu, les températures de transformation du fer : – 910 ˚C pour la transformation Fe α → Fe γ, – 1 390 ˚C pour la transformation Fe γ → Fe δ. On notera que le domaine d’existence de l’austénite, ou boucle γ est d’autant plus faible que la teneur en chrome est élevée. Par conséquent, le chrome favorise l’existence du fer α cubique centré ; il est dit alphagène. Cela est dû à un phénomène classique d’isomorphisme, le chrome ayant une structure cubique centrée comme le fer α. En l’absence de carbone, au-delà de 11 % Cr environ, la phase γ disparaît complètement. Par contre, si l’on ajoute du carbone, cette boucle γ augmente (figure 5.4). L’azote joue d’ailleurs le même rôle. Les éléments carbone et azote favorisent donc la phase austénitique ; ce sont des éléments gammagènes. On notera donc que selon les teneurs respectives en chrome et en carbone, on peut ou non passer à l’intérieur de la boucle γ. Dans la partie basse du diagramme fer-chrome, entre 600 et 880 ˚C (figure 5.5), apparaît une nouvelle phase appelée phase σ de composition comprise entre 45 et 50 % de chrome. Ce composé de structure quadratique complexe est extrêmement fragile. En dessous de 520 ˚C se produit une démixtion, c’est-à-dire une décomposition de la phase α cubique centrée en deux phases α et α’ de même structure, cubique centrée, mais de teneurs en chrome très différentes. Dans le domaine de composition qui nous intéresse, c’est-à-dire à moins de 25 % Cr, cette réaction se produit par apparition de précipités fins de phase α’ dans la solution solide α. Cela produit naturellement un effet de durcissement structural qui, s’il est très poussé, entraîne une fragilisation importante. En résumé, ces deux réactions ont pour effet de fortement fragiliser ces alliages à des températures inférieures à 800-850 ˚C. Toutefois, leurs cinétiques sont relativement lentes ; ces transformations ne se produisent pas, en pratique, pour les vitesses de refroidissement habituelles (seules doivent être surveillées les très grosses pièces refroidies très lentement à cœur). Par contre, lors de fonctionnements ou de maintiens de plus longue durée (plusieurs dizaines d’heures), il faut s’attendre à un effet fragilisant très important.

Diagramme fer-nickel À l'inverse du précédent, le diagramme fer-nickel (figure 5.6) montre que le domaine d’existence de la phase γ augmente avec la teneur en nickel. Le nickel est donc un nouvel 195



Figure 5.3 – Diagramme Fe-Cr. élément gammagène. Étant cubique à faces centrées, il favorise la phase austénitique pour des raisons d’isomorphisme. Par conséquent, au même titre que le carbone ou l’azote, l’addition de nickel conduit à augmenter la boucle des alliages fer-chrome (figure 5.7).

Équilibrage des nuances Les alliages industriels comprennent en général plusieurs éléments d’alliage ou impuretés. Certains, principalement le chrome, le molybdène et le silicium sont alphagènes. D’autres, 196



1 400 1 300

(C + N) = 0,07 %

1 200

(C + N) = 0,03 % A

1 100

A + F

B

C = 0,005 % N = 0,009 %

ALLIAGES FERREUX

Température (°C )

(C + N) = 0,13 % 1 500

1 000 F

900 800

0

5

10 15 20 25 Teneur en chrome (%)

Température (°C )

Figure 5.4 – Influence du carbone et de l’azote sur la boucle du diagramme Fe-Cr.

900

800

α

700

σ α+σ

α' σ + α'

600

500

400

α + α'

0

20

40

60 80 100 Teneur en chrome (%)

Figure 5.5 – Diagramme Fe-Cr en dessous de 850 ˚C. principalement le nickel, le carbone, l’azote et le manganèse sont gammagènes. Par conséquent, la position de la pseudo-boucle γ, c’est-à-dire la structure d’équilibre à haute température, dépend des influences respectives des éléments alpha- et gammagènes.

197



Figure 5.6 – Diagramme Fe-Ni.

Figure 5.7 – Influence du nickel sur la boucle γdu diagramme Fe-Cr.

198



À partir d’équivalent chrome Cr* pour les éléments alphagènes et d’équivalent nickel Ni* pour les éléments gammagènes, le diagramme de Pryce et Andrew permet de prévoir les structures d’équilibre à 1 100 ˚C (figure 5.8).

Ni*

α=

10

12

B

α+ =γ

γ 0%

14

16

α=

18

5%

20

α=

22

10

%

24

α=

20

26

ALLIAGES FERREUX

16 14 12 10 8 6 4 2 0

%

28

Cr*

Cr* = Cr + 3Si + Mo Ni* = Ni + 0,5Mn + 21C + 11,5N

Figure 5.8 – Diagramme de Pryce et Andrew.

Transformations martensitiques Au même titre que les autres aciers, les inoxydables peuvent subir une transformation martensitique depuis la phase austénitique. La martensite obtenue est en général de type α, quadratique ; pour les nuances les plus chargées, il se forme une martensite ε, de structure hexagonale et amagnétique. Les températures MS de début de transformation martensitique dépendent des éléments d’alliages : MS (˚C) = 1 302 – 1 667(C + N) – 42Cr – 61Ni – 33Mn – 28Si On notera, comme il fallait s’y attendre, que tous les éléments d’alliage alpha- ou gammagènes abaissent MS. Ainsi, pour les nuances les plus chargées, sa valeur peut être très basse, très inférieure à l’ambiante ou même proche de 0 K. Pour les mêmes raisons, la partie en C des courbes TTT est fortement déplacée vers les temps longs (voir 1.6). Par conséquent, les vitesses critiques de trempe ne sont en général pas très élevées ; elles peuvent être très faibles (autotrempantes) pour les nuances les plus chargées.

Précipitation de carbures La présence inévitable de carbone peut donner lieu à la précipitation de carbures lors du refroidissement. Compte tenu de la teneur en chrome, il s’agit en général de carbures mixtes ; ils évoluent du type (Fe,Cr)3C, (Cr,Fe)7C3 jusqu’à (Cr,Fe)23C6 si la teneur en chrome augmente. 199



Les éléments titane et niobium conduisent à la formation de carbures de titane TiC ou de niobium NbC plus stables que les carbures de chrome. Par conséquent, la présence de ces additions, dites carburigènes, évite la formation des carbures de chrome lorsqu’ils peuvent être nocifs, tout le carbone étant d’abord piégé sous forme de carbures de Ti ou Nb. La formation de ces carbures très stables, conduit bien entendu à appauvrir la matrice en carbone en solution, c’est-à-dire en élément gammagène. À ce titre, ces additions apparaissent alphagènes.

5.1.3 Principales familles d’aciers inoxydables On a l’habitude de classer les aciers inoxydables en plusieurs familles selon leur structure.

Nuances ferritiques Les alliages fer-chrome sont ferritiques à toutes températures (figure 5.3), sous réserve de ne pas traverser la boucle γ définie précédemment. Pour une teneur en chrome donnée, il suffit pour cela que la concentration en carbone soit limitée. Ainsi s’expliquent les deux familles d’aciers inoxydables dits ferritiques pour deux niveaux de chrome ; le premier à basse teneur en chrome est bas de gamme en corrosion ; le deuxième au contraire est considéré haut de gamme (tableau 5.2). Dans tous les cas, ces nuances peuvent contenir des additions de molybdène pour améliorer la résistance à la corrosion, du titane ou de l’aluminium pour augmenter le caractère alphagène.

Nuances martensitiques Pour obtenir une structure martensitique, il faut nécessairement, au contraire, entrer dans la boucle γ pour tremper la structure austénitique. Par conséquent, la teneur en carbone doit être d’autant plus forte que la concentration en chrome est élevée. Cela explique les trois premières familles de nuances martensitiques (tableau 5.2). Les teneurs en chrome augmentant, le premier est considéré comme bas de gamme en corrosion, le deuxième a une résistance moyenne, le troisième est haut de gamme. Par contre, on sait aussi que les martensites des aciers sont d’autant plus dures et fragiles que leur teneur en carbone est élevée. Par suite, le premier groupe évoqué sera relativement peu fragile, facile à mettre en œuvre, à souder ou à mouler par exemple ; le deuxième sera beaucoup plus difficile à utiliser car plus fragile (soudage délicat avec préet post-chauffage) ; quant au dernier, très fragile, il est très difficile à mettre en œuvre et en particulier impossible à souder. Ces trois familles ne présentent donc pas de composition haut de gamme en corrosion, facile à mettre en œuvre. Cela explique la quatrième famille (tableau 5.2). On note une teneur en chrome élevée, des concentrations en carbone basses. Une addition de nickel remplace l’effet gammagène du carbone et agrandit la boucle γ. Des additions éventuelles de molybdène et de cuivre ont pour but d’améliorer la résistance à la corrosion.

Nuances austénitiques On peut vérifier sur les figures 5.7 et 5.8 qu’une nuance titrant de l’ordre de 18 % Cr, 8 % Ni, 0,06 % C est entièrement austénitique à 1 100 ˚C. Un tel acier étant très chargé en éléments d’alliage, les courbes TRC sont fortement déplacées vers les temps longs. Les vitesses critiques de trempe sont donc très faibles. Par conséquent, même pour des refroidissements naturels, seule peut se produire la transformation martensitique. 200



Pour les mêmes raisons, la température MS est très inférieure à l’ambiante (figure 5.9). Par conséquent, par refroidissement depuis 1050-1 100 ˚C, aucune transformation n’est possible ; la phase austénitique γ sera donc maintenue métastable à l’ambiante. On notera que la transformation martensitique se produit à basse température, en dessous de MS. Par contre, (figure 5.9), on peut obtenir des valeurs de MS aussi faibles que nécessaire en augmentant les éléments d’alliage, entre autres le nickel. Le tableau 5.1 montre que la phase austénitique peut être maintenue, même pour des températures proches de 0 K. Par suite, sous réserve de bien définir leur composition, ces aciers inoxydables austénitiques peuvent être utilisés en cryogénie jusqu’aux très basses températures.

ALLIAGES FERREUX

B

Tableau 5.1 – Température MS de différentes nuances austénitiques. Composition (C + N ≈ 0,10)

MS

Cr = 17,8 % Ni = 7,5 %

– 40 ˚C

Cr = 17,5 % Ni = 8,3 %

– 196 ˚C

Cr = 17,4 % Ni = 12,6 %

absent

MS (°C) 20 0

– 100

– 200 4

6

8

10

12 % Ni

Figure 5.9 – Évolution de la température MS en fonction de la teneur en nickel pour un alliage à 18 % de chrome.

Ces nuances peuvent être sensibles à un phénomène de corrosion intergranulaire, en particulier après soudage. Il est dû à la précipitation sur les joints de grains de carbures de type Cr23C6. Nous verrons que deux solutions sont développées industriellement pour résoudre ce problème : – Des additions de Ti ou Nb conduisant à la formation de carbures TiC et NbC pour éviter les carbures de chrome. Les nuances correspondantes sont dites stabilisées. 201



Tableau 5.2 – Principales familles d’aciers inoxydables ferritiques et martensitiques. Dans chaque cas ne sont indiquées que les nuances typiques. Pour obtenir les principales nuances normalisées, on se reportera à la norme NF EN 10088-1,2 et 3.

Familles

Traitement de référence

Bonne à très bonne résistance corrosion. Insensible à corrosion sous tension. Absence de nickel. Fragilité. Fragilisation à chaud θ < 250-300 ˚C.

Aciers ferritiques

Groupe 1 C < 0,08 % ; Cr = 11,5-13,5 % X6Cr13 (Z8C12) (AISI 403) X6CrAl13 (Z8CA12) (AISI 405)

Trempe air depuis 800 ˚C

Limite élasticité > 230 MPa. Résistance corrosion limitée. Soudable. Nuances économiques.

Groupe 2 C < 0,10 % ; Cr = 16-18 % X6Cr17 (Z8C17) (AISI 430) X6CrMo17-1 (Z8CD17-1) X3CrTi17 (Z4CT17)


Limite élasticité > 250 MPa. Résistance corrosion bonne à excellente. Soudable. Nuances haut de gamme.

Groupe 3 C + N < 0,015 % ; Cr = 18 à 30 % X2CrMoTi18-2 (Z3CDT18-2) X2CrMoTi29-4 (Z2CDT29-4)


Limite élasticité > 250 MPa. Résistance corrosion bonne à excellente. Soudable. Bonne résilience. Nuances haut de gamme. Dureté élevée. Ductilité limitée. Résistance corrosion moyenne à bonne.

Aciers martensitiques Groupe 1 C = 0,15 % ; Cr = 11,5-13,5 % X12Cr13 (Z10C13) (AISI 410)

Trempe et revenu

Résistance moyenne : R = 600-900 MPa. Soudables. Résistance corrosion limitée.

Groupe2 C = 0,2-0,4 % ; Cr = 12,5-14,5 % X20Cr13 (Z20C13) (AISI 420) X30Cr13 (Z33C13)

Trempe et revenu

Résistance élevée : R = 900-1 500 MPa. Soudage difficile ou impossible. Résistance corrosion moyenne.

Groupe 3 C = 0,6-1,2 % Cr = 16-18 % X105CrMo17 (Z100CD17) (AISI 440C)

Trempe et revenu

Grande dureté. Fragile. Non soudable

Trempe et revenu

Dureté moyenne. Limite d’élasticité élevée : 600-800 MPa. Résilience acceptable. Soudable. Bonne résistance corrosion

Groupe 4 C < 0,10 % ; Cr = 16-18 % ; Ni = 2-4 % X5CrNiCu16-4 (Z7CNU17-4) X4CrNiMo16-5-1 (Z6CND16-5-1)

202




– La baisse de la teneur en carbone en dessous de 0,030 % limitant les précipitations de carbures de chrome. Les nuances correspondantes sont dites à bas carbone. Des additions de molybdène entre 2 et 4 % permettent, si nécessaire, d’améliorer la résistance à la corrosion. Pour résoudre des problèmes de corrosion encore plus difficiles, ont été développées des nuances dites super-austénitiques, correspondant à des teneurs en chrome et molybdène supérieures. Ainsi s’expliquent les principales familles d’aciers inoxydables austénitiques, schématisées au tableau 5.3

Nuances austéno-ferritiques

B ALLIAGES FERREUX

Pour obtenir les aciers austénitiques définis ci-dessus, nous avons refroidi une composition du domaine austénitique à 1 100 ˚C. Supposons que l’on fasse la même opération à partir du domaine biphasé α-γ pour des compositions du même ordre. La phase γreste métastable pour les mêmes raisons, la phase α est inchangée. On obtient donc une structure mixte (α + γ) métastable identique à celle à l’équilibre à haute température. La proportion de phase peut donc être directement déterminée par le diagramme de Pryce et Andrew (figure 5.8). Les nuances austéno-ferritiques développées industriellement sont équilibrées pour contenir entre 40 et 60 % de ferrite α.

Tableau 5.3 – Principales familles d’aciers inoxydables austénitiques. Dans chaque cas ne sont indiquées que les nuances typiques. Pour obtenir l’ensemble des nuances normalisées, on se reportera à la norme NF EN 10088-1, 2 et 3. Différentes familles


Aciers austénitiques

Caractéristiques principales Grande ductilité à chaud et à froid. Soudables. Très large plage résistance corrosion. Sensible corrosion sous tension. Propriétés mécaniques faibles à moyennes. Présence de nickel.

1˚) Nuances de type 18-10 Nuances de base X5CrNi18-10 (Z7CN18-09) (AISI 304)

Sensible à corrosion intergranulaire. Limite élasticité limitée > 196 MPa.

Nuance bas carbone X2CrNi18-9 (Z3CN18-09) (AISI 304L)

Bonne résistance corrosion intergranulaire. Limite élasticité faible > 176 MPa.

Nuances stabilisées X6CrNiTi18-10 (Z6CNT18-10) (AISI 321) Nuances haut carbone X10CrNi18-8 (Z11CN18-09) (AISI 302)

Hypertrempe 1 0501 150 ˚C

Insensible corrosion intergranulaire. Limite élasticité améliorée > 216 MPa. Très sensible corrosion intergranulaire. Limite élasticité élevée. 203



Différentes familles



2˚) Nuances de type 17-12-Mo Nuances de base X5CrNiMo17-12-2 (Z7CND1712) (AISI 316) X3CrNiMo17-13-3 (Z6CND1812) (AISI 317)

Meilleure résistance corrosion. Sensible corrosion intergranulaire. Limite d’élasticité limitée > 196 MPa

Nuances bas carbone X2CrNiMo17-12-2 (Z3CND17-12-2) (AISI 316L)

Bonne résistance corrosion intergranulaire. Limite d’élasticité faible > 176 MPa

Hypertrempe 1 050-1 150 ˚C

Nuances stabilisées X6CrNiMoTi17-12-2 (Z6CNDT17-12) X6CrNiMoNb17-12-2 (Z6CNDNb17-12)

Insensible corrosion intergranulaire. Limite d’élasticité améliorée > 216 MPa

3˚) Nuances à l’azote X2CrNiN18-7 (Z3CN18-07-Az) X2CrNiMoN17-11-2 (Z3CND17-11Az) (AISI316LN)


Limite d’élasticité élevée. Bonne résistance corrosion intergranulaire.


Résistance corrosion très élevée. Milieux spéciaux.

4˚) Super austénitiques X1CrNi25-21 (Z1CN25-20) X1NiCrMoCu25-20-5 (Z1NCDU25-20) X1CrNiMoCuN25-25-5 (Z2NCDU25-25Az) X1NiCrMoCu31-27-4 (Z2NCDU31-27)

On trouvera schématiquement, (tableau 5.4) deux familles. La première avec une concentration en chrome de 21 à 22 % a des caractéristiques de corrosion du même ordre que celles des austénitiques classiques. La deuxième, dont les teneurs en chrome sont autour de 26 à 27 %, se situe plutôt en corrosion, au niveau des super-austénitiques.

Aciers inoxydables à hautes caractéristiques Pour des applications particulières, entre autres dans l’aéronautique, il était utile de développer des nuances inoxydables à très hautes caractéristiques. Dans ce but ont été développées des nuances martensitiques, à teneur en carbone relativement basse, pour ne pas être trop dures et fragiles à l’état trempé. Les propriétés mécaniques finales sont ensuite obtenues par un traitement de durcissement structural, à partir de précipités de type Ni3Al, Ni3Ti. Dans ce cadre, on trouve schématiquement deux groupes de nuances (tableau 5.4) : – Les premières, dites à trempe martensitique directe, sont telles que la température MS est bien supérieure à 20 ˚C. On obtient donc, à l’ambiante, une martensite. Les produits sont en général usinés à cet état. Le traitement de durcissement structural est effectué ensuite. 204



Tableau 5.4 – Principales familles d’aciers inoxydables austéno-ferritiques et à hautes caractéristiques. Dans chaque cas ne sont indiquées que les nuances typiques. Pour obtenir l’ensemble des nuances normalisées, on se reportera à la norme NF EN 10088-1,2 et 3. Traitement de référence

Aciers austéno-ferritiques


B

Propriétés mécaniques élevées. Très large plage résistance corrosion. Insensible corrosion intergranulaire. Résistance améliorée à CST. Fragilisation à chaud Température < 250-300 ˚C

ALLIAGES FERREUX

Différentes familles

1˚) Teneur en chrome moyenne : Cr = 21-22 % X2CrNiN23-4 (Z3CN23-04Az) X2CrNiMoN22-5-3 (Z3CND22-05Az)


Résistance à la corrosion générale au moins égale à celle des nuances austénitiques de type 18-10 et 18-12-Mo


Résistance à la corrosion générale de l’ordre des super-austénitiques.

2˚) Teneur en chrome élevée : Cr = 25-27 % X2CrNiMoN25-7-4 (Z3CND25-06-Az) X2CrNiMoCuN25-6-3 (Z3CNDU25-07-Az) X3CrNiMoN27-5-2 (Z5CND27-05-Az) Aciers inoxydables a hautes caractéristiques 1˚) Transformation martensitique directe X5CrNiCuNb16-4 (Z7CNU16-4) (AISI 630)

2˚) Transformation martensitique indirecte X8CrNiMoAl15-7-2 (Z9CNDA15-07) (AISI 632) X7CrNiAl17-7 (Z9CNA17-07) (AISI 631)

Trempe + revenu

Caractéristiques mécaniques très élevées. Limite d’élasticité de 1 200 à 1 600 MPa. Résistance corrosion moyenne. Sensible à la CST et à la fragilisation par l'hydrogène.

Trempe + refroidissement + revenu

205


5.2 Normalisation

– Les deuxièmes, dites à trempe martensitique indirecte, sont telles que la température MS est inférieure à 20 ˚C. Par suite, par trempe à l’ambiante, on conserve la phase γmétastable très douce. La mise en forme est assurée à ce stade. Le produit subit ensuite un traitement à basse température ou une opération de déstabilisation de l’austénite, pour assurer la formation de martensite, suivi du revenu de durcissement structural.

5.2 Normalisation Jusqu’alors, on disposait de systèmes nationaux différents pour normaliser les aciers inoxydables. En Europe, les travaux du European Commitee of Iron and Steel Organization ont conduit à l’établissement d’une seule normalisation commune prenant effet à compter du 5 novembre 1995. Ces conclusions communes sont rassemblées dans les trois normes suivantes : – NF EN 10088-1 : Aciers inoxydables. Partie 1 : Liste des aciers inoxydables. – NF EN 10088-2 : Aciers inoxydables. Partie 2 : Conditions techniques de livraison des tôles et bandes pour usage général. – NF EN 10088-3 : Aciers inoxydables. Partie 3 : Conditions techniques de livraison des demi-produits, barres, fils machine et profils pour usage général. Les différentes nuances d’aciers inoxydables sont désignées selon leur composition d’après la règle évoquée précédemment. À chaque nuance est également attribuée une désignation numérique précisée dans la norme NF EN 10027-2. Par exemple, la nuance X5CrNi18-10 (Z7CN1809) correspond à la numérotation 1.4301. Toutes les nuances d’aciers inoxydables d’usage général et les fourchettes de leurs compositions chimiques sont précisées dans la norme NF EN 10088-1. Elles sont classées suivant leurs structures métallographiques, comme expliqué précédemment : – aciers ferritiques : 21 nuances, – aciers martensitiques : 24 nuances, – aciers austénitiques : 50 nuances, – aciers austéno-ferritiques : 9 nuances, – aciers à hautes caractéristiques (durcissement structural) : 5 nuances. Cela correspond donc à un total de 109 nuances normalisées. Les normes NF EN 10088-2 et NF EN 10088-3 définissent les caractéristiques mécaniques et les conditions de livraison des produits. Les dimensions nominales (épaisseur, longueur, largeur) et le poids définissent les formats de livraison. Les conditions de traitement thermique et d’état de surface sont définies par un système alphanumérique (par exemple : 2R = laminé à froid, recuit blanc ; 2H = laminé à froid, écroui, etc.). Des conditions spéciales peuvent être précisées par des lettres (C = écrouissage, QT = trempe de revenu, P = durcissement par précipitation) suivies d’un chiffre indiquant la résistance à la traction en MPa, par exemple : QT900 (trempe et revenu 900 MPa), P1150 (durcissement par précipitation 1 150 MPa), etc. Les différences de niveau des propriétés mécaniques, c’est-à-dire Rp0,2 et Rm pour les différents produits ont été standardisées. L’annexe A de la norme NF EN 10088-1 précise les principales propriétés physiques des nuances normalisées (module d’élasticité, coefficient de dilatation, masse spécifique, capacité thermique, conductivité thermique, résistivité électrique, etc.) D’autres normes européennes précisent les nuances d’aciers inoxydables utilisables pour les domaines d’utilisation et le type de produit. 206



Utilisation générale : – NF EN 10.250-4 : Pièces forgées d’usage général. – NF EN 10.283 : Aciers inoxydables moulés. Appareils à pression : – – – – –

NF EN 10.028-7 : Produits plats pour appareils à pression. NF EN 10.272 : Produits longs pour appareils à pression. NF EN 10.222-5 : Produits forgés pour appareils à pression. NF EN 10.216-5 : Tubes sans soudures pour appareils à pression. NF EN 10.217-7 : Tubes soudés pour appareils à pression.

B ALLIAGES FERREUX

Haute température : – NF EN 10.095 : Aciers et bases Ni réfractaires. – EN 10.302 : Aciers et bases Ni et Co pour fluage. – EN 10.269 : Aciers pour boulonneries à chaud. Divers : – – – –

NF EN 10.270-3 : Fil inox pour ressorts. NF EN 10.263-5 : Barre et fil inox pour extrusion à froid. NF EN 10.312 : Tubes inox pour transport d’eau. NF EN ISO 683-17 : Aciers pour roulements.

On notera que certaines normes françaises n’ont pas encore fait l’objet de normalisation européenne. Elles restent donc d’usage dans cette période intermédiaire. Ce sont par exemple : – NF A 36711 : Inox pour produits alimentaires. – NF A 35583 : Fil inox pour soudage. – NF A 35595 : Inox pour coutellerie. – NF A 49148, 207, 214, 249 : normes pour divers types de tubes en aciers inoxydables. – NF E 25033 : Boulonneries en inoxydables. – NF F 80109 : Inox d’usage général pour matériel roulant ferroviaire.

5.3 Propriétés d’usage et de mise en œuvre 5.3.1 Traitements thermiques de qualité Les traitements thermiques appliqués aux aciers inoxydables dépendent, bien entendu, de leurs structures finales. Ils seront donc spécifiques pour chacune des grandes familles définies précédemment.

Aciers ferritiques Les aciers ferritiques, en principe, n’ont pas de transformation de phase. À l’équilibre, ils se caractérisent par une structure ferritique α (CC) et des carbures, des nitrures ou des carbonitrures, principalement de chrome. La vitesse de diffusion du chrome étant très grande dans la phase ferritique, la précipitation de ces derniers ne peut être empêchée. Deux écueils doivent être évités lors du traitement thermique : – Les températures supérieures à 900-950 ˚C qui entraînent, d’une part, une fragilisation due à la précipitation de carbures et, d’autre part, un grossissement du grain. – Les températures inférieures à 700-750 ˚C responsables de formation de phase σ ou de précipités α’ (figure 5.5). 207



Par conséquent, le traitement thermique de ces nuances ferritiques est constitué d’un chauffage entre 750 et 900 ˚C, suivi d’un refroidissement à l’air ou éventuellement à l’huile. Dans les nuances ferritiques stabilisées au titane ou au niobium, la précipitation de carbures de chrome est évitée, ainsi que ses conséquences, telles que fragilisation et déchromisation. Cela explique leur bon comportement après soudage.

Aciers martensitiques Le traitement de qualité des aciers inoxydables martensitiques est constitué, en général, d’une trempe suivie d’un revenu. La température de trempe est élevée, comprise entre 950 et 1 100 ˚C ; cela est dû au relèvement du point AC3 et à la nécessité de bien dissoudre tous les carbures. Compte tenu de leur forte teneur en éléments d’alliage, les vitesses critiques de trempe sont relativement faibles (figure 5.10). Les nuances du groupe 1 (tableau 5.2) doivent être trempées à l’huile ; les autres sont refroidies à l’huile ou à l’air. Pour les nuances les plus chargées des groupes 3 et 4, on peut rencontrer de l’austénite résiduelle. Il peut en être de même dans le cas de ségrégations, par exemple sur de grosses pièces moulées ou dans le cas de carburation de surface. Cette austénite résiduelle doit être déstabilisée et transformée en martensite : – soit par un traitement à basse température (– 80 ˚C) ; – soit par chauffage, lors du traitement de revenu. Dans ce cas, la nouvelle martensite ainsi formée doit subir un nouveau revenu. Les courbes de revenu (figure 5.11), de forme classique, expliquent deux types de traitement de revenu :

Figure 5.10 – Courbe TRC d’un acier martensitique X20Cr13. 208



ALLIAGES FERREUX

B

Figure 5.11 – Courbe de revenu d’un acier martensitique X20Cr13 après trempe depuis 1 020 ˚C. – Entre 150 et 350 ˚C, traitement de détente. La structure du métal reste principalement martensitique, charge de rupture, dureté et limite d’élasticité variant peu. – Entre 550 et 750 ˚C, traitement d’adoucissement. La structure évolue fortement par précipitation de carbures M23C6, apparition de phase αet donc retour à l’état d’équilibre. Dans ce domaine, les propriétés de résistance et de résilience dépendent directement de la température et du temps de revenu. Entre 350 et 550 ˚C, on note un durcissement lié à une fragilisation importante. Ce phénomène, dit de durcissement secondaire, (ou durcissement structural), est dû à la précipitation de carbures fins de type M7C3 dans la martensite. Cette martensite très dure et fragile est à éviter, sauf si l’on recherche une très haute dureté, en tolérant la fragilité correspondante.

Aciers austénitiques Nous avons indiqué que ces nuances austénitiques étaient obtenues par refroidissement depuis le domaine γ, c’est-à-dire l’intérieur de la boucle γ (figure 5.7). Ce traitement est appelé hypertrempe (trempe depuis une température relativement élevée). La température d’hypertrempe, entre 950 et 1 150 ˚C, doit être suffisante pour bien redissoudre les carbures ou composés intermétalliques qui ont pu se former. Elle doit être limitée pour éviter un grossissement, souvent préjudiciable, du grain γ. Cela explique que les nuances au molybdène soient traitées plus haut pour dissoudre les composés définis dus au molybdène ; les nuances stabilisées ne nécessitent pas la remise en solution des carbures, ici de titane et niobium. Ainsi, les températures d’hypertrempe généralement retenues sont (tableau 5.3) : – 1 000 à 1 100 ˚C pour les nuances sans addition de molybdène, – 1 050 à 1 150 ˚C pour les nuances avec addition de molybdène, – 950 à 1 050 ˚C pour les nuances stabilisées sans molybdène. 209



en œuvre Les durées de maintien doivent être suffisantes pour assurer une bonne homogénéité de température, compte tenu de la faible conductivité thermique de l’austénite. En pratique, elles se situent entre 0,7 et 2,5 minutes par millimètre d’épaisseur. Les vitesses de refroidissement doivent être suffisantes pour éviter les précipitations de carbures de chrome ou de composés définis. En général, des refroidissements à l’air sont suffisants. Des vitesses supérieures, telles que refroidissement à l’eau, peuvent être nécessaires dans le cas de grosses pièces forgées ou moulées.

Aciers austéno-ferritiques Les traitements d’hypertrempe sont identiques à ceux décrits ci-dessus pour les nuances austénitiques. On notera seulement : – le risque supplémentaire de formation de phase σ dans la ferrite, nécessitant une vitesse de refroidissement suffisante entre 700 et 900 ˚C, en pratique un refroidissement à l’eau ; – que la teneur en ferrite finale dépend étroitement de la température d’hypertrempe ; cette proportion de ferrite varie de 10 à 15 % pour une variation de 100 ˚C de cette température (figure 5.12). Teneur en α (% en volume) 60

50

40

30 1 000

1 100

1 200 T (°C)

Figure 5.12 – Influence de la température d’hypertrempe sur le taux de ferrite des austéno-ferritiques.

Aciers à hautes caractéristiques Aciers à transformation martensitique directe Ces aciers subissent un premier traitement de trempe à l’huile ou à l’air depuis 950 à 1 050 ˚C. Un maintien d’environ 4 heures à l’ambiante est nécessaire pour assurer une transformation complète en martensite. Le durcissement ultérieur est obtenu par un traitement de revenu entre 450 et 650 ˚C. Pour une même durée, la température de revenu dépend des propriétés souhaitées ; les caractéristiques de résistance et de limite d’élasticité diminuent, la ténacité et la résilience s’améliorent si la température de revenu augmente.

Aciers à transformation martensitique indirecte L’opération de trempe consiste en un chauffage entre 1 000 et 1 100 ˚C, suivi d’un refroidissement à l’air ou à l’huile. La structure obtenue est une austénite métastable pouvant 210



contenir 10 à 20 % de martensite transformée. L’austénite résiduelle est transformée en martensite : – soit par une déstabilisation, c’est-à-dire un chauffage de 1 heure entre 750 et 800 ˚C, suivi d’un refroidissement à l’air ou à l’huile ; – soit par un refroidissement en dessous de 80 ˚C pour des durées de l’ordre de 8 heures. Le revenu de durcissement est alors identique à celui évoqué ci-dessus pour les nuances à transformation directe. Les différentes opérations de traitement thermique évoquées ci-dessus sont faites dans des fours électriques à l’air ou dans des fours à gaz ou au fuel, les atmosphères étant réglées oxydantes. Ces opérations entraînent la formation de calamine qui est éliminée ultérieurement par décapage. Ces traitements oxydants peuvent entraîner des défauts de surface, souvent préjudiciables :

ALLIAGES FERREUX

B

– décarburation superficielle pour les nuances martensitiques chargées en carbone, – déchromisation pour les nuances ferritiques, austénitiques. Des traitements sont aussi réalisés en atmosphères protectrices d’ammoniac craqué ou de mélanges H2 + N2. Dans ce cas, les produits ne sont pas oxydés (recuits blancs ou brillants) et ne nécessitent pas de décapage ultérieur. Dans ces cas, on peut rencontrer un défaut dû à un phénomène de nitruration de surface. Pour l’éviter, on est conduit à utiliser des atmosphères d’hydrogène ou éventuellement de gaz neutre (argon ou hélium).

5.3.2 Propriétés physiques Les propriétés physiques des aciers inoxydables dépendent fortement de leurs structures. Le tableau 5.5 indique les valeurs typiques des principales familles définies précédemment. Sans entrer dans le détail, on notera seulement : – La phase austénitique est amagnétique, alors que les phases α et martensitiques sont ferromagnétiques. Il est donc possible de mesurer par voie magnétique la teneur en ferrite des austéno-ferritiques, la ferrite éventuelle des austénitiques ou la martensite formée par écrouissage dans l’austénite. – Les coefficients de dilatation des ferritiques et martensitiques sont proches de ceux des aciers doux ; au contraire, ceux des austénites sont très sensiblement supérieurs. Cela peut entraîner des phénomènes de dilatation thermique gênants sur des structures mixtes constituées d’austénitiques et de ferritiques. – Les conductivités thermiques des inoxydables sont très légèrement plus faibles que celles des aciers au carbone. Ce phénomène est d’autant plus sensible pour les austénitiques ou austéno-ferritiques. Pour plus de détails, au-delà des indications générales, on se reportera à la norme NF EN 10088-1 qui indique les caractéristiques garanties de chacune des nuances normalisées.

5.3.3 Propriétés mécaniques

Aciers inoxydables ferritiques Comme tous les aciers en phase α, les nuances inoxydables en phase α ont une transition de résilience ductile-fragile bien marquée. La température de transition dépend directement de la teneur en chrome (figure 5.13). Pour les teneurs en carbone habituelles (0,020 à 0,060) : 211

212

* en l’absence de ferrite résiduelle.

7,8

Aciers doux au carbone

7,9 à 8

Austénitiques

7,87

7,8

Martensitiques

Austénoferritiques

7,8

Ferritiques

Masse volumique (g·cm–3)

10

15

16,5

10,8 à 11,5

10 à 11,5

Coefficient de dilatation à 300 ˚C (10-5 K-1)

58,6

16,7

14,6

25,1

20,9

Conductivité thermique à 20 ˚C (Ω·m-1 ·K-1)

430

500

500

460

460

Capacité thermique (J·kg-1·K-1)

70

72 – 74

55 – 60

55

Résistivité (μΩ·cm)

Ferromagnétique

Ferromagnétique

Amagnétique*

Ferromagnétique

Ferromagnétique

Magnétisme

Tableau 5.5 – Valeurs typiques de propriétés des différents aciers inoxydables.

210

200

193

206

206

Module d’élasticité (GPa)

5 • Aciers inoxydables 5.3 Propriétés d’usage et de mise en œuvre



en œuvre

32 28

B

20 16

ALLIAGES FERREUX

Cr % 3 1 % 15

24

17,5 % 18 ,2 %

Résilience sur éprouvette Charpy (daj/cm2)

– les aciers du groupe I (tableau 5.2), contenant de 11,5 à 13,5 % Cr, ont une transition entre 0 et 20 ˚C ; – les aciers du groupe II ont des températures de transition supérieures à 40 ˚C. Leur résilience à l’ambiante est très faible, de l’ordre de 5 J·cm–2. Les valeurs d’allongement restent cependant acceptables, voisines de 18 %.

12 8 4 0 – 80

33 %

– 40

0

80 40 Température (°C)

Figure 5.13 – Résilience sur éprouvette Charpy en fonction de la température. Dans ces conditions, ces nuances ne sont utilisables qu’en produits minces, pour des épaisseurs inférieures à 2-3 mm. En effet, dans ces cas-là, les effets de triaxialité sont tels qu’il n’y a pas de rupture fragile. Cela explique que ces produits sont presque exclusivement utilisés sous forme de tôles minces, de fils de petit diamètre ou de tubes peu épais. On peut trouver ces nuances exceptionnellement utilisées, par exemple, en produits moulés plus épais. Il faut savoir qu’elles ont, alors, un comportement très fragile, (comparable aux fontes). Compte tenu de la remarque précédente, les propriétés mécaniques sont indiquées sur le tableau 5.6. Des maintiens de longue durée (plusieurs heures ou dizaines d’heures), à chaud, ont pour effet de fragiliser ces matériaux. Dans ces cas-là, les allongements deviennent très faibles, les duretés augmentent fortement. Cet effet est dû soit à la démixtion α-α’, soit à la formation de phase σ, processus évoqués ci-dessus (section 5.1). On admet généralement que ces nuances ne doivent pas être utilisées au-delà de 200-350 ˚C. Tableau 5.6 – Principales propriétés mécaniques des aciers inoxydables ferritiques. R0,2 (MPa)

Rm (MPa)

A (%)

E (GPa)

Groupe I X6CrAl13 (AISI 405) X6Cr13 (AISI 403)

225 à 250

420 à 620

> 20

206

Groupe II X6Cr17 (AISI 430)

245 à 270

440 à 640

> 18

206

213



en œuvre

Aciers inoxydables martensitiques Comme indiqué précédemment, les propriétés mécaniques des nuances martensitiques sont très variables d’une nuance à l’autre ; elles dépendent étroitement de la teneur en carbone et du traitement de revenu. Le tableau 5.7 indique les valeurs caractéristiques de ces propriétés mécaniques pour les conditions de revenu habituelles. On notera que la résistance maximale peut varier dans une large plage de 580 à 1 900 MPa. Pour les nuances les plus dures, titrant de l’ordre de 1 % C et 17 % Cr, on atteint des duretés de 600 à 700 Hv. En contrepartie, bien entendu, les ténacités sont moyennes ou faibles, voire même nulles, pour les nuances les plus chargées. Tableau 5.7 – Propriétés mécaniques caractéristiques des aciers inoxydables martensitiques après trempe et revenu. R0,2 (MPa)

Rm (MPa)

A (%)

KCV (daJ/cm2)

E (GPa)

410

580/780

> 16

8

206

X20Cr13 (AISI 420)

590

730-930

> 13

4

X30Cr13

690

830-1 030

> 10

2,5

Groupe 1 X12Cr13 (AISI 410) Groupe 2

206 Groupe 3 X80CD17 (AISI 440c)

1 850

Groupe 4 X6CrNiCu17-4

690

1 900

3

930-1 130

12

206 4

206

Pour certaines opérations (usinage, par exemple), il peut être intéressant d’adoucir le métal. Cela peut être obtenu soit par un recuit de 1 à 3 heures entre 900 et 950 ˚C, suivi d’un refroidissement lent (15 à 20 ˚C/h) soit par un revenu poussé de 1 à 3 heures entre 775 et 800 ˚C, les résistances et duretés sont alors les suivantes : – – – –

Groupe Groupe Groupe Groupe

1: 2: 3: 4:

440 540 250 200

à 490 MPa, à 680 MPa, HB, HB.

Aciers inoxydables austénitiques De façon générale, la structure cubique à faces centrées des austénitiques explique des caractéristiques de résistance faibles, sensiblement inférieures à celles des ferritiques ; par contre, elles sont très ductiles et très peu fragiles. Les éléments en solution solide interstitielle ont une influence très sensible sur la limite d’élasticité ; cela explique le rôle du carbone, et en particulier le fait que les nuances à bas carbone aient les caractéristiques les plus basses. Les éléments en solution solide de substitution ont une action, mais moins rapide. Cela explique l’amélioration limitée des nuances au molybdène. Le tableau 5.8 indique les valeurs caractéristiques des propriétés mécaniques des nuances austénitiques classiques. 214

Bas C : X2CrNiMo17-12-2 C ≅ 0,06 : X7CrNiMo17-12-2 Stabilisée : X6CrNiMoTi17-12-2

Bas C : X2CrNi18-9 C ≅ 0,06 : X5CrNi18-10 Stabilisée : X6CrNiTi18-10 Haut carbone : X10CrNi18-10

Rm (MPa)

440 – 640 490 – 690 490 – 690 590 – 740

186 – 200 196 – 250 216 – 250

430 – 670 490 – 690 490 – 690

Aciers de type 18-10-Mo

176 – 200 196 – 250 216 – 250 245 – 300

Aciers de type 18-10

R0,2 (MPa)

12 – 18 12 – 18 12 – 18

12 – 18 12 – 18 12 – 18 10 – 15

KCV (daJ/cm2)

ALLIAGES FERREUX

45 45 45

45 45 45 40

A (%) mini

Tableau 5.8 – Propriétés mécaniques caractéristiques des principales nuances d’aciers inoxydables austénitiques à l’état hypertrempe.

193 193 193

193 193 193 193

E (GPa)


B

215



en œuvre Des opérations d’écrouissage augmentent fortement les caractéristiques de résistance au détriment de la ductilité. Cet effet est d’autant plus sensible que la teneur en carbone est élevée (figure 5.14). On peut ainsi atteindre des résistances de 1 200 à 1 600 MPa.

R0,2 (MPa) 1 400

1 200 r 2C 1 X

1 000

N

Ni Cr 6 X

800

i17

8

-9 19

(A

I IS

IS (A

30

1) R0,2 (MPa)

) 04 I3

A (%) 80

60

600 X1 2C rN i17 -8 X6 CrN i19 -9

400

200

40

A (%)

20

0 0

10

20

30

40

50 Taux d'écrouissage (%)

Figure 5.14 – Influence du taux d’écrouissage sur les caractéristiques des aciers austénitiques.

Ces nuances austénitiques peuvent être utilisées à haute température, par exemple entre 550 et 750 ˚C. Elles ne sont pas sensibles, en principe, aux phénomènes de fragilisation par formation de phase σ. Cela explique l’intérêt de leurs caractéristiques de fluage. De façon générale, par rapport à la nuance de base de type X5CrNi18-10 (Z6CN18-9 ; AISI 304), les points suivants améliorent le comportement à chaud : – addition de molybdène par effet de solution solide (AISI 316) ; – addition de carbone ou d’azote entraînant la précipitation de carbures ou carbonitrures (AISI 316H ou 304H) ; – addition de titane et/ou de niobium dans les nuances stabilisées entraînant la précipitation de carbures fins (AISI 321H et 347H) ; – présence de 30 à 60 ppm de bore entraînant par germination la formation de précipités particulièrement fins et répartis. Le tableau 5.9 précise quelques-unes des caractéristiques des nuances austénitiques au bore pour résistance au fluage, définies par la norme Pr EN 10902. 216



en œuvre Tableau 5.9 – Caractéristiques typiques de nuances austénitiques au bore pour résistance au fluage.

Z6CNT18-12B Z6CNNb18-12B Z6CND17-12B Z8CNDT17-13B Z6CNDNb17-13B Z10CNWT17-13B

R0,2 (MPa)

Contrainte à la rupture en 10 000 h

R0,2 (MPa)

A (%)

KCV (daJ/cm2)

500 ˚C

600 ˚C

600 ˚C

700 ˚C

200 200 180 200 200 220

40 40 45 40 40 35

12 12 12 10 12 12

142 137 147 162 157 157

127 127 137 147 147 137

201 225 181 230 230 191

71 78 69 94 94 100

B ALLIAGES FERREUX

Mini à 20 ˚C

L’utilisation à chaud des austénitiques est due, entre autres, à l’absence de sigmatisation de la phase γ. Or, certains produits (produits moulés, soudage) peuvent contenir accidentellement ou volontairement quelques pour-cent de phase α ; cette dernière est alors susceptible de fragilisation. L’effet global peut être acceptable si le taux de ferrite est faible. Dans le cas contraire, la nuance doit être équilibrée, Cr*/Ni*, pour assurer une absence de ferrite.

Aciers inoxydables austéno-ferritiques

Rappelons que ces nuances sont équilibrées pour que leur teneur en ferrite αsoit comprise entre 40 et 60 %. Dans ces conditions, à l’état hypertrempé, leurs caractéristiques de résistance sont très supérieures à celles des austénitiques, en conservant une ductilité du même ordre. Un traitement supplémentaire de quelques heures à 475 ˚C permet encore d’élever ces caractéristiques mécaniques, en conservant une résilience satisfaisante. Il s’agit en réalité, d’un effet de durcissement structural contrôlé de la phase αpar précipitation de phase α’. Le tableau 5.10 précise quelques caractéristiques mécaniques typiques. On notera cependant que ces valeurs peuvent varier avec le taux de ferrite du produit, dans la fourchette évoquée ci-dessus (figure 5.12). Lors de maintiens à chaud de longue durée, la démixtion α-α‘ trop importante ou la précipitation de phase σ dans la composante ferritique conduisent à une fragilisation inacceptable. On admettra donc que ces nuances ne sont pas utilisables à des températures supérieures à 300-350 ˚C.

Aciers inoxydables à hautes caractéristiques Les propriétés mécaniques de ces nuances dépendent étroitement du traitement thermique et en particulier des conditions de revenu. Le tableau 5.11 indique donc, à titre indicatif, les caractéristiques de certaines nuances.

5.3.4 Résistance à la corrosion En dehors des processus de corrosion générale dont les mécanismes ont été décrits précédemment (section 5.1), les aciers inoxydables sont sensibles à plusieurs phénomènes d’attaque localisée. Cela est dû, dans tous les cas, à des imperfections de la couche passive. 217



en œuvre Tableau 5.10 – Caractéristiques mécaniques typiques d’aciers inoxydables austéno-ferritique (35 % α).

Nuances

R0,2 (MPa)

Rm (MPa)

A (%)

KCV (daJ/cm2)

400 500

670 800

35 30

20 15

580

700

20

15

X2CrNiMoN22-5-3 (Z3CND22-05-A3) hypertrempé hyp + 4 h à 475 ˚C X2CrNiMoCuN25-6-3 Z2CNDU-25-5 hypertrempé

Tableau 5.11 – Caractéristiques mécaniques d’aciers inoxydables à hautes caractéristiques. Nuances

R0,2 (MPa)

Rm (MPa)

A (%)

Traitement

X5CrNiCuNb16-4 (Z7CNU16-04)

1 170 870

1 300 – 1 400 1 000 – 1 200

9 à 10 10

Trempe + revenu 480 ˚C Trempe + revenu 580 ˚C

Z3CNDAT13-08 (PH13-8-Mo)

1 400

1 500 – 1 550

6

X8CrNiMoAl15-7-2 (Z9CNDA15-07)

1 050

1 250 – 1 450

6

Trempe + revenu 480 ˚C Trempe + revenu 750 ˚C + revenu 565 ˚C

Ces phénomènes de corrosion sont en général très rapides et dangereux. Ils doivent donc être parfaitement contrôlés. Nous aborderons donc d’abord ces processus, leurs mécanismes et les solutions industrielles. Nous traiterons ensuite de la résistance à la corrosion des aciers inoxydables dans les principaux milieux rencontrés dans l’industrie.

Corrosions localisées Corrosion intergranulaire Aciers austénitiques et austéno-ferriques sensibilisés Si, à l’état hypertrempé, les nuances austénitiques résistent bien à la corrosion, après des maintiens de plus ou moins longue durée à des températures intermédiaires (500 à 800 ˚C), un phénomène de corrosion rapide apparaît, localisé aux joints de grains. C’est en particulier le cas dans les zones affectées par la chaleur après soudage. Les courbes de sensibilisation (figure 5.15) précisent les conditions de maintien (temps-température) dangereuses en fonction de la teneur en carbone du métal. Le mécanisme responsable est maintenant bien connu. Après traitement d’hypertrempe, le carbone est maintenu en sursaturation. Par chauffage ultérieur, entre 500 et 800 ˚C, il précipite aux joints de grains sous forme de carbures Cr23C6 très riches en chrome. Le chrome 218



Température de chauffage (°C)

en œuvre 1 000 900 800

C = 0,08 %

700

0,04 % 0,02 %

600

B ALLIAGES FERREUX

0,01 % 500

400 –2 10

10–1

1

10 102 103 104 Durée de chauffage (h )

Figure 5.15 – Courbes de sensibilisation de la corrosion intergranulaire d’aciers inoxydables austénitiques. Influence de la teneur en carbone (d’après Cihal).

nécessaire à la formation de ces carbures est donc appelé à diffuser de l’intérieur des grains γ vers les joints. On comprend alors (figure 5.16) qu’à un certain stade, les teneurs en chrome soient plus faibles à proximité des carbures formés, c’est-à-dire des joints de grains. Si cette déchromisation locale entraîne des teneurs en chrome inférieures à 11 %, la couche passive n’y est plus stable et le métal se corrode le long des joints de grains. Ce processus permet de comprendre la forme des courbes de sensibilisation (figure 5.15). Un certain temps d’incubation est nécessaire pour que la déchromisation soit suffisante. Cette durée est d’autant plus courte que la précipitation de carbure est abondante, c’est-à-dire que le carbone est élevé. Enfin, des temps de maintien très longs entraînent une « rechromisation » après la précipitation de tous les carbures. Trois solutions permettent d’éviter ce phénomène de corrosion intergranulaire des aciers austénitiques : – Nuances stabilisées. Les carbures de titane ou de niobium sont plus stables que les carbures de chrome Cr23C6. Par conséquent, des additions suffisantes de Ti et/ou de Nb entraîneront la formation de TiC et NbC, bloquant ainsi le carbone et interdisant la précipitation de carbures de chrome. Cela explique les nuances dites stabilisées (tableau 5.3), les teneurs en titane et en niobium devant être respectivement supérieures à 5 et à 10 fois la concentration en carbone. – Nuances à bas carbone. Lors de soudage « dans les conditions industrielles habituelles » (épaisseurs de l’ordre de 50 mm, procédés courants), les durées de maintien des ZAC autour de 650 ˚C sont toujours inférieures à 1 heure. Les courbes de sensibilisation (figure 5.15) montrent alors qu’il suffit, pour éviter la corrosion intergranulaire, d’assurer une teneur en carbone inférieure à 0,04 %. En prenant une marge de sécurité, on a ainsi défini les aciers dits à bas carbone (tableau 5.3) tels que C ≤ 0,030 %. – Nuances austéno-ferritiques. Les nuances austéno-ferritiques sont insensibles à la corrosion intergranulaire sous réserve que leur teneur en ferrite soit suffisante et supérieure 219



en œuvre

Cr (%) Acier austénitique

18

Cr (%) Acier austénoferritique

γ

23

α

18

Joint

Précipité dans le joint

Avant Après Sensibilisation

Figure 5.16 – Mécanismes de corrosion intergranulaire. Déchromisation du joint de grains. Comparaison entre aciers austénitiques et austéno-ferritiques (d’après Dabosi et Petit).

à environ 30 %. En effet, dans ce cas, les joints de grains où précipitent les carbures de chrome sont préférentiellement des joints α/γ. Or il se trouve que, d’une part, la teneur en chrome est plus élevée dans les grains α(≅ 23 à 28 %) et que, d’autre part, la vitesse de diffusion de ce chrome y est beaucoup plus grande. Par conséquent (figure 5.16), le chrome provient presque exclusivement des grains ferritiques ; mais sa teneur y étant plus élevée au départ, la déchromisation ne tombe pas en dessous de 11 %. Trois tests de corrosion sont normalisés pour contrôler la sensibilité ou la sensibilisation des aciers inoxydables austénitiques à la corrosion intergranulaire : test Strauss en milieu sulfocuprique, test Streicher en milieu sulfoferrique (norme NF EN ISO 3651-2) et test Huey en milieu nitrique (norme NF EN ISO 3651-1). Aciers ferritiques Les aciers ferritiques sont l’objet de ce même mécanisme de précipitation. Cependant, comme nous venons de l’indiquer, les vitesses de diffusion du chrome y sont beaucoup plus rapides. Par conséquent (figure 5.17), les durées de déchromisation et de rechromisation sont très courtes. On ne peut donc éviter la précipitation (quelques secondes), et quelques minutes à 700-800 ˚C suffisent à rechromiser. Cette remarque explique le traitement de qualité appliqué à ces nuances conduisant à des joints de grains rechromisés. Pour éviter la corrosion intergranulaire des aciers ferritiques après soudage, il n’existe que deux remèdes : – stabilisation par le titane et/ou le niobium, – diminution de la teneur en carbone à de très bas niveaux ; ici C ≤ 0,005 %. Cela explique la famille 3 des aciers inoxydables ferritiques (tableau 5.2). 220



ALLIAGES FERREUX

B

Figure 5.17 – Diagramme TTS (temps, température, sensibilisation) des aciers austénitiques de types 18-10 (a) et des aciers ferritiques à 20 % de chrome (b).

Aciers austénitiques non sensibilisés Dans les milieux corrosifs très oxydants, le potentiel de corrosion libre est déplacé dans le domaine transpassif ; c’est le cas des milieux nitriques bouillants très concentrés (98 % en masse) ou contenant des ions oxydants de type Cr6+, Fe3+, Mn7+, W5+, etc. Dans ces conditions (transpassivité), les aciers inoxydables à l’état hypertrempé subissent un nouveau phénomène de corrosion intergranulaire. Par opposition aux cas précédents, celui-ci est dû à la ségrégation intergranulaire inévitable des impuretés silicium et phosphore, qui crée un couplage galvanique entre le centre et le joint de grains. Il n’existe que deux solutions pour résoudre ce problème : – Aciers de type 18-10 à très faibles teneurs en impuretés (Si ≤ 0,010 %, P ≤ 0,005 %). Ces limites sont difficiles à atteindre industriellement et donc cette voie est rarement utilisée. 221



en œuvre

400 200 0

0,06

0,94

Aucune attaque intergranulaire

4 3 2

Perte d'épaisseur (mm/an)

600

Corrosion intergranulaire

800

Forte corrosion intergranulaire

;; ;; ;; ;; ;; ;;;; ;;

1 000

Corrosion intergranulaire

Perte de masse en 24 h (mg/dm2)

– Aciers titrant plus de 3 % Si. Cette augmentation de la teneur en silicium (figure 5.18) limite la différence de concentration dans les grains. Ainsi a été développée pour ces applications la nuance X1CrNiSi18-15-4 (Z1CNS17-15 Uranus S1).

1

1,99 3,3 4,3 Teneur en silicium (%)

Figure 5.18 – Influence du silicium sur la corrosion d’aciers inoxydables austénitiques en conditions transpassives.

Corrosion par piqûres La corrosion par piqûres se caractérise par l’apparition d’attaques ponctuelles et rapides après une phase d’amorçage plus ou moins longue. Ce phénomène se produit principalement en milieux chlorurés neutres contenant de l’oxygène ou un oxydant. Il peut apparaître à partir de quelques centaines de ppm d’ions Cl– ; l’agressivité du milieu augmente avec la température et la teneur en chlorures. Pour un acier et un milieu donné, les piqûres n’apparaissent qu’au-dessus d’un potentiel critique Ep appelé potentiel de piqûre. Le domaine d’utilisation du matériau est donc d’autant plus large que ce potentiel est élevé (figure 5.19) ; Ce dernier constitue donc un critère de résistance du métal. Il diminue si la température et la concentration en Cl– augmentent. Sans entrer dans le détail, les piqûres sont dues à une destruction locale de la couche passive. En pratique, pour les alliages industriels, on constate que les piqûres s’amorcent au niveau d’inclusions préexistantes dans le métal et plus spécialement des sulfures de manganèse MnS. Par conséquent, les nuances les plus résistantes à la corrosion par piqûres sont caractérisées par des concentrations élevées en chrome et molybdène pour augmenter la résistance de la couche passive, et par de faibles niveaux de soufre pour limiter les sulfures (S ≤ 20 ppm). La préparation de surface du métal joue un rôle primordial sur l’amorçage des piqûres. Un traitement préalable en solution nitrique est fortement recommandé. Il permet de renforcer la couche passive grâce au caractère oxydant de l’acide ; il élimine les contaminations, en particulier ferreuses, qui serviraient d’amorces et dissout les inclusions, en particulier sulfures, qui sont à la surface. 222



;; ;; ; ; ; ; ; ;;

en œuvre

1 000

γ

I

500

Ave cC – l San sC – l

Piqûration

Ep

0 E

Cr 18 18 18 Ni 10 10 12 Mo 3 Ti

α

B ALLIAGES FERREUX

Ep (mV/ECS)

18 20 25 29 39 28 29 36 12 2 2 2 3 Ti

Figure 5.19 – Potentiel de piqûre pour différentes nuances d’aciers.

Dans certains cas, on peut envisager une protection cathodique, par exemple avec des anodes d’aluminium, pour abaisser le potentiel en dessous du potentiel de piqûre. Enfin, si les conditions le permettent, on peut envisager l’utilisation d’inhibiteurs tels que NO3–, Cr2O4–, OH–, etc.

Corrosion par crevasse La corrosion par crevasse ou caverneuse des aciers inoxydables est un phénomène d’attaque rapide, dans des zones confinées ou cellules occluses. Il peut s’agir, par exemple, de régions situées sous des joints, des dépôts, au niveau de soudures, de dudgeons, de piqûres de surface, etc. Ce phénomène se produit en milieux chlorurés après des temps d’incubation plus ou moins longs. Ce processus est dû à l’acidification progressive du milieu dans la cellule. La dissolution même lente du métal selon la réaction anodique (figure 5.20) : Fe → Fe2+ + 2e– entraîne une augmentation progressive de la concentration en Fe2+ si son élimination vers l’extérieur est difficile. Lorsqu’ils atteignent leur limite de solubilité dans la crevasse, ces ions s’hydrolysent et précipitent selon la réaction : Fe2+ + 2H2O → Fe(OH)2 + 2H+ La conséquence directe est la formation d’ions H+ dont la concentration augmente si les échanges avec l’extérieur sont limités. En présence d’ions Cl–, la réaction : Cl– + H+

HCl

entraîne donc la formation d’acide chlorhydrique dont le pH diminue. Si la diffusion vers l’extérieur est très limitée, on peut atteindre des valeurs de pH très faibles, souvent inférieures à 1. L’attaque locale du métal est simplement due à l’attaque par l’acide chlorhydrique. La résistance du métal sera donc directement liée au pH minimum auquel il résistera. Ce pH est appelé pH de dépassivation ; plus il est bas, meilleure est la résistance du métal. 223



en œuvre

Cl–

Cl– + H+

Milieu corrosif

ClH

Fe2+ + 2H2O → Fe(OH)2 + 2H+

Fe → Fe2+ + 2e–

Figure 5.20 – Mécanisme d’acidification dans une crevasse. La résistance à la corrosion des différentes nuances dépend donc de leurs teneurs en éléments molybdène, chrome et dans une moindre mesure nickel. La figure 5.21 montre bien que les pH de passivation évoluent dans ce sens.

Figure 5.21 – a) Détermination du potentiel de dépassivation pHd – b) Valeurs de pHd en milieu NaCl acidifié par HCl de divers aciers inoxydables – c) Valeurs de pHd en milieu comportant 30 g/l de NaCl (0,5 M). (désignation Aisi ou Creusot-Loire). 224



en œuvre Il en est de même pour la résistance à la piqûre. On peut donc très schématiquement identifier trois familles de nuances selon leur comportement à la piqûre et à la crevasse : – les nuances sans molybdène de type 18-8 austénitique (AISI 304) ou 17Cr ferritiques (AISI 430) ; – les nuances avec addition de molybdène et de l’ordre de 18 % Cr de type 17-12-Mo austénitique (AISI 316) ou 18-2 ferritiques ; – les nuances supérieures, soit austénitiques spéciaux, soit ferritiques à haute teneur en chrome 29-4.

B ALLIAGES FERREUX

On notera qu’en dehors du choix du métal, toutes les précautions doivent être prises lors de la conception des pièces ou de l’entretien, pour éviter la présence de cellules plus ou moins occluses. En particulier, on limitera la formation de dépôts inertes par nettoyage régulier des installations.

Corrosion sous tension (CST) La corrosion sous contrainte ou sous tension des aciers inoxydables est un phénomène de fissuration rapide sous l’action simultanée d’un milieu corrosif et de contraintes de tension. Il peut s’agir aussi bien des contraintes appliquées que résiduelles, par exemple après soudage. Les milieux corrosifs responsables peuvent être aussi bien des milieux neutres, acides ou basiques, chlorurés ou non, à des températures souvent peu élevées, à l’ambiante ou un peu au-dessus. La durée de vie est évidemment d’autant plus faible que la contrainte est élevée, mais il existe un seuil de non-fissuration (figure 5.22). Sans que le mécanisme soit parfaitement connu dans le détail, on admet maintenant qu’il est dû à une attaque anodique du métal au niveau où l’émergence de dislocations entraîne une rupture locale du film passif. Pour cette raison, ce phénomène est souvent appelé « fissuration anodique ». Remarque

Durée de vie

Les normes NF EN ISO 7539-1 à 7 définissent les méthodes d’essai de la corrosion sous tension selon le type d’éprouvette et d’essai.

γ

100 MPa

α – γ (50 % α)

300-400 MPa

σ (MPa)

Figure 5.22 – Seuil de non-fissuration en CST. Comparaison des nuances austénitiques et austéno-ferritiques. 225



Sur le plan pratique, nous retiendrons schématiquement, les conclusions suivantes : – En général, les nuances ferritiques sont insensibles à la corrosion sous tension, mais nous avons vu qu’elles ne peuvent pas être utilisées pour toutes les applications. – Les nuances austénitiques sont très sensibles à ce phénomène de corrosion sous tension. Le seuil de non-fissuration est très bas, souvent inférieur à 0,4 ou 0,5R0,2. Compte tenu de la faible valeur de limite d’élasticité de ces nuances, cela conduit à des valeurs de 50 à 100 MPa, inutilisables. – Les nuances austéno-ferritiques, sans être insensibles, ont un bien meilleur comportement. Leur limite de non-fissuration est comprise entre 0,8R0,2 et R0,2. Compte tenu des limites d’élasticité de ces nuances, cela conduit à des valeurs beaucoup plus utilisables, en pratique de 350 à 450 MPa. Les nuances austéno-ferritiques constituent donc, en général, la solution industrielle aux problèmes de CST lorsque, ce qui est souvent le cas, les ferritiques ne sont pas utilisables. Ce meilleur comportement des nuances austéno-ferritiques évoqué ci-dessus peut s’expliquer en partie par un phénomène de protection mécanique de l’austénite par la ferrite résistante. Mais cela nécessite que la proportion de phase αsoit suffisante, d’où la limite inférieure de 40 % imposée à cette famille. Dans ce cadre, bien entendu, il faut éviter au maximum, lors de la construction, les contraintes résiduelles de tension qui pourraient s’ajouter aux contraintes appliquées. Par contre, inversement, dans certains cas, des traitements superficiels mettant le métal en compression (grenaillage, galetage, etc.) peuvent être très utiles.

Résistance à la corrosion dans les principaux milieux Nous ne pouvons aborder ici en détail tous les cas de corrosion et ne traiterons que de quelques milieux typiques. Pour plus de détails, on pourra se reporter à de nombreuses tables de corrosion. Cependant, même dans ce cas, les conclusions pratiques doivent être interprétées avec précaution ; en effet, des impuretés, même en très faibles proportions ou des conditions de fonctionnement particulières peuvent modifier fortement le comportement en corrosion.

Milieux acides Acide sulfurique H2SO4 En milieu sulfurique, les aciers martensitiques, ferritiques et austénitiques de type Cr-Ni ont un comportement médiocre ; ils ne peuvent être utilisés qu’à la température ambiante jusqu’à environ 5 %. Les éléments d’addition les plus favorables sont le molybdène, par exemple entre 2 et 4 %, le cuivre autour de 1,5 % et dans une moindre mesure le nickel. Ainsi, les nuances d’aciers austénitiques au molybdène de type X5CrNiMo17-12-2 (AISI 316) et X3CrNiMo17-13-3 (AISI 317) sont couramment utilisées en milieux sulfuriques. Les nuances austéno-ferritiques et austénitiques spéciales chargées en molybdène et cuivre résistent dans les conditions sulfuriques plus agressives. Acide nitrique HNO3 La résistance des aciers inoxydables en milieux nitriques est directement liée à leur teneur en chrome. Ainsi : – les ferritiques à 17 % Cr et les austénitiques de type 18-10 sont utilisables jusqu’à l’ébullition pour des concentrations de l’ordre de 50 % ; 226



– les ferritiques à forte teneur en chrome (famille 3, tableau 5.2) et les austénitiques spéciaux de type X2CrNi25-20 sont utilisables jusqu’à ébullition pour des teneurs en acide de 70 % ; – pour les fortes teneurs en acide ou en présence d’oxydants puissants, on doit choisir les nuances spéciales au silicium de type X1CrNiSi18-15-4 (voir ci-dessus). On rappelle que les milieux nitriques sont responsables de corrosion intergranulaire par déchromisation, due au soudage par exemple. Seules les nuances à bas carbone ou stabilisées doivent être utilisées.

B

Acide phosphorique H3PO4

ALLIAGES FERREUX

Les solutions d’acide phosphorique sont peu agressives pour les aciers inoxydables. Les nuances de type X6Cr17 ou X5CrNi18-10 sont utilisables ; l’addition de 2,5 % de molybdène élargit le domaine de passivité et permet une utilisation à toutes concentrations jusqu’à 80 ˚C. Cependant, les procédés industriels de fabrication d’acide phosphorique entraînent la formation d’impuretés abrasives et d’impuretés très corrosives de type HF, H6SiF6 et Cl–. Cela nécessite l’utilisation de nuances austéno-ferritiques ou super austénitiques (tableaux 5.3 et 5.4). Acide chlorhydrique HCl Les solutions chlorhydriques sont très agressives ; en effet, les courbes cathodiques sont situées à des potentiels très bas et risquent donc de couper le pic d’activité. La résistance des aciers inoxydables est directement liée à leurs teneurs en chrome, molybdène et cuivre. Ainsi, dans les solutions désaérées, les nuances de type X2CrNiMoN18-15-4 (AISI 317) résistent jusqu’à 2 à 3 % à 20 ˚C. Au-delà, les nuances super austénitiques doivent être retenues (tableau 5.3).

Milieux basiques Les solutions de soude et de potasse sont peu corrosives en absence d’impuretés. Les nuances ferritiques de type X8Cr17 sont utilisables jusqu’à 50 ˚C ; les austénitiques X2CrNi18-9 résistent à 100 ˚C. Au-delà, les super-austénitiques de type X2CrNi25-20 et les austéno-ferritiques présentent un comportement satisfaisant jusqu’à 150 ˚C. La présence d’impuretés de chlorure entraîne un risque important de corrosion sous tension des nuances austénitiques. Dans ce cas, les austéno-ferritiques sont satisfaisants jusqu’à 150 ˚C. En présence d’impuretés sulfurées, on constate la formation de complexes avec le nickel et le molybdène, qui sont donc interdits. Les nuances ferritiques à haut chrome (famille 3, tableau 5.2) donnent de bons résultats.

Milieux organiques Les aciers austénitiques offrent en général une meilleure résistance que les martensitiques et ferritiques. De façon générale et schématique, les nuances les plus favorables sont les plus fortement alliées avec une influence favorable du molybdène et du cuivre.

Eau de mer Les aciers inoxydables sont très sensibles, en présence d’eau de mer, aux phénomènes de corrosion par piqûre et par crevasse. Cela explique la nécessité d’un choix très strict de nuances : 227



– Les aciers martensitiques du groupe 4 (tableau 5.2) de type X4CrNiMo16-5-1 sont souvent utilisés à l’état moulé ou forgé, pour réaliser des pompes, des pales de turbines, des arbres et autres pièces mécaniques. Cependant, ces aciers ne doivent pas rester en présence d’eau de mer stagnante. Souvent, on est conduit à ajouter une protection galvanique. – Les nuances austénitiques au molybdène sont souvent utilisées en eau de mer à l’ambiante. Cependant, elles ne doivent pas rester en présence d’eau de mer stagnante pour de longues périodes. Elles ne doivent donc être utilisées qu’avec certaines précautions. – Les austéno-ferritiques à teneur en chrome élevée (tableau 5.4), les super-austénitiques (tableau 5.3) et les ferritiques à forte teneur en chrome (tableau 5.2) peuvent être utilisées en sécurité à la température ambiante et jusqu’à 60 à 70 ˚C pour les plus chargées.

5.3.5 Soudage des aciers inoxydables De façon générale, les aciers inoxydables peuvent être soudés par tous les procédés employés pour les aciers ordinaires ; seul le soudage par forgeage ou par diffusion est difficile ou impossible à cause de la formation de la couche d’oxyde Cr2O3. Le brasage est possible avec une brasure à l’argent (Ag = 40 %, Cu = 30 %, Zn = 28 %, Ni = 2 %).

Aciers inoxydables ferritiques Parmi les nuances dites ferritiques, certaines, compte tenu de leur équilibrage, traversent lors de refroidissements depuis les hautes températures le domaine biphasé de la boucle γ (figure 5.4). C’est en particulier le cas si les teneurs en C et en N sont en haut des fourchettes. Ces nuances sont quelquefois appelées semi-ferritiques. Lors de soudage, l’austénite formée est responsable d’un phénomène de fragilisation et de corrosion intergranulaire. Parallèlement, le grossissement du grain α inévitable est aussi à l’origine de fragilisation. Ces inconvénients nécessitent un traitement thermique ultérieur entre 750 et 850 ˚C ; cette opération est souvent impossible ou très délicate. Ces aciers sont donc en général considérés comme « non soudables ». C’est le cas, entre autres, de la nuance très utilisée X6Cr17 (Z8C17 ; AISI 430). Ce problème peut être résolu par l’utilisation de nuances stabilisées au titane ; ce dernier a pour effet d’éviter la formation d’austénite, de carbures de chrome et le grossissement du grain. Ainsi, les compositions de type X2CrTi12 (Z3CT12) et X3CrTi17 (Z4CT17) sont soudables sans traitement ultérieur. D’autres nuances avec des additions alphagènes, telles que Nb, Mo, Al, etc. permettent d’éviter la formation de martensite fragile. Mais le titane est le seul à limiter efficacement le grossissement du grain α, et cela pour des raisons de germination. Les aciers du groupe 3 (tableau 5.2) à très faibles teneurs en carbone et azote sont aussi facilement soudables. Cependant, comme nous le verrons, elles nécessitent des précautions importantes pour éviter toute contamination en azote et/ou carbone. Ces produits étant en général soudés en faible épaisseur, le sont sans métal d’apport. Dans le cas contraire, le métal d’apport peut être ferritique stabilisé, par exemple, s’il y a des risques de corrosion sous tension ; sinon, on choisit plutôt une nuance austénitique ou austéno-ferritique.

Aciers inoxydables martensitiques Les difficultés de soudage de ces nuances sont dues à la formation de martensite fragile, lors du refroidissement des ZAC. 228



Schématiquement : – pour les teneurs en carbone inférieures à 0,10 % (groupes 1 et 4, tableau 5.2), le soudage ne nécessite pas de pré- ou post-chauffage ; – pour les teneurs en carbone comprises entre 0,10 et 0,40 % (groupe 2), le soudage nécessite des opérations de pré- et post-chauffage, d’autant plus rigoureuses que la teneur en carbone est élevée. En général ne sont réellement soudables industriellement, sans difficulté particulière, que les teneurs en carbone inférieures à 0,20-0,25 %.

B ALLIAGES FERREUX

Il convient d’éviter tout risque de fragilisation de la martensite formée par la présence d’hydrogène. Les gaz de protection ne doivent pas contenir d’hydrogène. Les laitiers et réfractaires doivent être soigneusement séchés. Le soudage, selon le type de joint, peut être réalisé sans ou avec un métal d’apport. Dans le deuxième cas, on peut choisir une composition soit martensitique homogène, soit austénitique. Après soudage, la martensite formée dans le métal fondu ou dans la ZAC peut être traitée soit par recuit entre 650 et 800 ˚C, soit par traitement complet de trempe et revenu. Les nuances à basse teneur en carbone, en particulier groupe 4 (tableau 5.2), sont en général utilisées sans traitement post soudage. Les plus fortes teneurs le rendent indispensable. On notera qu’un métal d’apport austénitique a l’inconvénient d’entraîner un coefficient de dilatation sensiblement différent de celui du métal de base. D’autre part, il interdit tout traitement thermique ultérieur qui entraînerait sa recarburation.

Aciers inoxydables austénitiques et austéno-ferritiques Les aciers austénitiques et austéno-ferritiques ne présentent pas de zone fragile de soudage. Il n’y a donc pas de risques de fissuration à froid ; ces nuances sont dans l’ensemble considérées comme facilement soudables. La traversée de la boucle γ, lors du refroidissement, peut entraîner la formation de ferrite. La quantité obtenue après refroidissement dépend de l’équilibrage Cr*, Ni* de l’alliage, c’est-à-dire de sa composition, mais aussi des cinétiques de refroidissement. Pour les conditions habituelles de soudage, le diagramme de Schaeffler (figure 5.23) permet de déterminer la teneur en ferrite obtenue. Le risque principal, lors du soudage de ces nuances, est lié à un phénomène classique de fissuration à chaud (≈ 1 250 à 1 350 ˚C). Il est dû à un phénomène de liquation, à cause de la présence d’impuretés telles que phosphore, niobium, bore, etc. Ce défaut peut être évité en assurant une certaine proportion de phase ferritique α qui, pour des raisons de solubilité, drainerait les impuretés. Pour les nuances les plus chargées en chrome et molybdène, par exemple les superausténitiques ou la deuxième famille des austéno-ferritiques, peuvent apparaître au refroidissement des composés définis, de type phase σ ou phase de Lawe fragilisant la structure. Dans ce cas, des additions d’azote de 0,08 à 0,20 % par exemple, diminuent la vitesse de précipitation et améliore les résultats. Cette remarque explique, entre autres, la présence d’azote volontairement ajouté dans les nuances récentes. Ainsi, on peut déterminer sur le diagramme de Schaeffler (figure 5.23) les zones à risques de fissuration à chaud ou de fragilisation et la région de sécurité. On constatera que les principales nuances classiques austénitiques et austéno-ferritiques se situent dans cette zone. 229



Figure 5.23 – Diagramme de Schaeffler. Position de quelques nuances normalisées AISI. Ces remarques expliquent que les métaux d’apport utilisés pour les austénitiques soient équilibrés pour conduire à des taux de ferrite résiduelle de l’ordre de 5 à 10 % (AISI 308, AISI 308L, AISI 309). Dans le cas des austéno-ferritiques, la teneur en ferrite obtenue peut être très élevée ; en effet, si le refroidissement est assez rapide, la ferrite formée à haute température ne peut se transformer. Il faut cependant éviter que cette teneur en phase α ne dépasse des valeurs de 50 à 60 %, risquant de conduire à de trop faibles résiliences. Cela explique que les métaux d’apports soient équilibrés pour avoir de faibles teneurs en ferrite (≈ 30 %) ; si nécessaire, des post-chauffages réduiront la vitesse de refroidissement. D’autre part, la présence d’azote limite très fortement ce risque. Remarque Le diagramme de Delong joue exactement le même rôle que celui de Schaeffler évoqué cidessus. La seule différence, c’est qu’il tient compte dans ses formules du rôle de l’azote.

5.3.6 Usinage De façon générale, la conductivité thermique des aciers inoxydables est sensiblement plus faible que celle des aciers au carbone. Cette évolution, déjà appréciable pour les nuances martensitiques et ferritiques, devient très importante pour les austénitiques. Cela entraîne, toutes choses égales par ailleurs, une augmentation de la température et de l’usure de l’outil. 230



Aciers martensitiques Leur comportement, soit à l’état recuit, soit à l’état traité, dépend directement de leur dureté, c’est-à-dire de la teneur en carbone. À dureté égale, les vitesses de coupe sont un peu plus faibles que celles correspondant aux aciers peu alliés.

Aciers ferritiques De façon générale, les nuances ferritiques ne présentent pas de difficultés majeures jusqu’à des teneurs de l’ordre de 20 % Cr ; Au-delà les vitesses d’usinage doivent être abaissées.

B ALLIAGES FERREUX

Aciers austénitiques L’usinage des aciers austénitiques est beaucoup plus difficile et cela pour les raisons suivantes : – leur mauvaise conductivité thermique ; – ils s’écrouissent rapidement. Leur coefficient d’écrouissage n est élevé, entraînant une augmentation très rapide de la dureté du copeau et de la surface usinée ; – l’austénite étant très ductile, les copeaux se cassent mal et s’éliminent difficilement ; – le coefficient de frottement outil-copeau est élevé, expliquant la tendance au collage et au grippage ; – les nuances au molybdène et au titane sont encore plus difficiles à usiner. Cela est attribué d’une part, au fait que le molybdène augmente le coefficient d’écrouissage, et d’autre part au fait que les carbures de titane ont une action très abrasive. Ainsi, l’usinage des austénitiques nécessite des vitesses plus faibles, des machines rigides et puissantes, l’utilisation de brise-copeaux et une lubrification importante.

Aciers inoxydables à usinabilité améliorée Les sulfures jouent un rôle important sur l’usinabilité. En effet, leur présence diminue à la fois l’effort de cisaillement du copeau et le frottement copeau-outils. Ainsi, des nuances resulfurées de 0,2 à 0,3 % S permettent des gains de 30 à 50 % sur les vitesses d’usinage, c’est-à-dire des gains de productivité. Par contre, comme indiqué précédemment, ces sulfures ont un effet très défavorable sur la résistance à la corrosion, en particulier par piqûres. Comme toutes les inclusions, il faut en attendre une action néfaste sur les caractéristiques de ténacité, par exemple sur les structures martensitiques. Dans le cas des nuances austénitiques, l’addition de cuivre jusqu’à des valeurs de l’ordre de 3 % a pour effet de diminuer fortement le coefficient d’écrouissage. Cela explique un meilleur comportement à l’usinage. Dans ce cas, par contre, le cuivre améliore le comportement à la corrosion : c’est la seule solution permettant d'améliorer l’usinabilité et la résistance à la corrosion simultanément. Le tableau 5.12 indique quelques conditions d’usinage habituelles pour des nuances caractéristiques. Dans les nuances conventionnelles, les teneurs en soufre sont en général spécifiées inférieures à 0,025 ou 0,030 %. Dans cette fourchette, le comportement à l’usinage peut sensiblement varier. Par exemple, toutes choses égales par ailleurs, en tournage avec outil carbure sur un acier de type AISI 304, les durées de vie des outils sont divisées par 5 (de 100 à 20 minutes) si la teneur en soufre passe de 0,028 % à 0,006 % ; ainsi, des difficultés d’usinage peuvent apparaître sur les aciers choisis à très bas soufre pour d’autres raisons. 231

232 29 à 34 43 à 48 28 à 33 43 à 48 20 à 25 18 à 23 25 à 30 25 à 30

X12CrS13 (Z11CF13) (recuits)

X6Cr17 (Z8C17)

X6CrS17 (Z8CF17)

X5CrNi18-10 (Z7CN18-09)

X8CrNiMo17-12-2 (Z3CND17-12)

X8CrNiS18-9 (Z8CNF18-09)

X3CrNiCu19-9-2 (Z4CNU19-09)

Chariotage. Acier rapide M52. Avance 0,4 mm/tr. Passe = 3 mm.

X12Cr13 (Z12C13)

Nuances

130 à 140

130 à 140

85 à 95

90 à 100

175 à 185

160 à 175

175 à 185

155 à 165

Chariotage. Carbure P30. Avance 0,4 mm/tr. Passe = 3 mm.

16 à 20

16 à 20

12 à 16

12 à 16

26 à 30

15 à 19

26 à 30

15 à 19

Perçage acier rapide. φ = 6 mm. Avance = 0,08 à 0,10 mm/tr.

Vitesse de coupe (m/mn)

Tableau 5.12 – Conditions d’usinage caractéristiques des aciers inoxydables.




5.3.7 Mise en forme par déformation plastique

Emboutissage

Le comportement à l’emboutissage, de façon très générale, peut être caractérisé par deux paramètres : le coefficient d’écrouissage n et le coefficient d’anisotropie plastique r. Les aciers inoxydables ferritiques ont des valeurs de n de l’ordre de 0,19 à 0,21 et r de 1,1 à 1,6, comparables à celles des aciers doux pour emboutissage. Cela explique un assez bon comportement en rétreint.

B ALLIAGES FERREUX

Comme pour les aciers doux, l’apparition d’un enchevêtrement de lignes en relief, appelé vermiculures, est due à l’émergence des lignes de Luders formées au palier de limite d’élasticité. Ce phénomène peut être évité par un écrouissage de 2-3 % obtenu par skin-pass. Enfin, les nuances de type X6Cr17 (Z8C17) sont sensibles à un autre défaut de surface appelé cordage. Il est attribué au passage antérieur dans le domaine biphasé α-γ ; il est donc évité dans les nuances stabilisées (X3CrTi17) ou à forte teneur en chrome (groupe 3). Les nuances austénitiques sont généralement plastiquement isotropes, avec des coefficients r autour de 1. Par contre, leur coefficient d’écrouissage est élevé, en particulier pour les nuances mécaniquement instables (formation de martensite d’écrouissage), n ≈ 0,35-0,55. Ces nuances se comportent donc bien en expansion, mais nécessitent des forces plus élevées.

Frappe à froid Au cours de la frappe à froid, le métal s’écrouit, entraînant un durcissement et une baisse de ductilité défavorables. On recherchera, pour limiter cet effet, des coefficients d’écrouissage faibles. Dans le cas des ferritiques, il n’est pas très élevé. Pour les austénitiques, c’est le contraire ; on s’oriente donc vers des nuances avec des additions de cuivre jusqu’à 3,5 %, pour lesquelles nous avons déjà indiqué que l’écrouissage était moindre (X3CrNiCu19-9-2, X3CrNiCu18-9-4, X3CrNiCuMo17-11-3-2).

5.3.8 Décapage et traitement des surfaces L’état de surface des aciers inoxydables est extrêmement important pour leur tenue à la corrosion. Il faut donc s’assurer que, lors de leur fabrication, de leur mise en œuvre ou de leur utilisation, il ne soit pas perturbé : dépôts, contaminations, incrustations, rayures, etc.

Décontamination, passivation Après les opérations de chaudronnage, emboutissage, usinage, on effectue un traitement de décontamination pour éliminer toute incrustation ferreuse, en particulier, on utilise pour ce faire, un bain d’acide nitrique de concentration comprise entre 25 et 50 %. Ce traitement a aussi un effet de passivation, mais on admet que sur une surface propre, la couche passive se forme naturellement à l’air. Dans le cas des zones soudées, des pâtes décapantes ou des procédés électrolytiques permettent une décontamination locale, évitant le traitement de toute la pièce.

Entretien, nettoyage Une large gamme de produits, détergents et lessives, peuvent être utilisés pour éliminer les huiles, traces de doigts et toute autre salissure. Les produits de nettoyage acides ou basiques doivent être réservés, moyennant précautions, aux dépôts les plus résistants. L’eau de javel doit être utilisée avec prudence et seulement avec les nuances assez résistantes à la piqûre. 233



Les surfaces des aciers inoxydables utilisés dans le bâtiment, par exemple à des fins décoratives, doivent être périodiquement nettoyées à l’aide de produits lessiviels, en excluant l’utilisation de brosses ou éponges métalliques. Dans le cas de grande sécurité, en particulier pour l’industrie nucléaire, on exclut les produits de dégraissage, de nettoyage ou huiles de coupe contenant des chlorures ; cela afin d’éviter tout risque de corrosion par piqûres ou sous tension due aux ions Cl– résiduels.

5.4 Domaines d’utilisation des aciers inoxydables Les aciers inoxydables trouvent des applications très nombreuses et très variées. Pratiquement tous les domaines industriels et grands publics les utilisent. Les deux raisons principales en sont : – Des propriétés très variées, qu’il s’agisse d’abord de résistance à la corrosion, mais aussi des caractéristiques mécaniques, de mise en œuvre, etc. – L’existence de toutes les formes de produits : produits plats minces et épais, produits longs, fils, produits forgés et moulés, tubes, tôles plaquées, soudure, etc.

5.4.1 Domaines d’application liés aux propriétés utilisées On peut, au moins schématiquement, classer les utilisations des aciers inoxydables en fonction de la propriété principale utilisée. Dans ce cadre, cette propriété principale peut être, soit une caractéristique de corrosion, soit une caractéristique liée à la structure γ, cubique face centrée, des nuances austénitiques.

Caractéristiques de corrosion Résistance à la corrosion humide Dans des milieux très divers, depuis des ambiances très peu sévères, telles que des eaux douces, jusqu’aux plus agressives de l’industrie chimique, on trouve toutes les nuances définies précédemment. S’il s’agit de produits minces, principalement dans les applications « grand public » telles qu’automobile, électroménager, etc. on retiendra principalement les ferritiques. Pour des produits épais, souvent industriels, tels que chaudronnerie lourde, pompes, vannes, tubes épais etc. on pourra choisir des austénitiques, austéno-ferritiques ou martensitiques.

Résistance à la corrosion sèche Jusqu’à des températures de 700 à 750 ˚C à l’air. Pour des raisons de comportement mécanique à chaud, seules les austénitiques sont utilisables en toute sécurité. On peut trouver quelques applications à chaud de nuances ferritiques à 18 ou 20 % Cr, sous forme de produits moulés. Mais on ne peut éviter les phénomènes de fragilisation et ce type d’utilisation ne doit être envisagé qu’avec les plus grandes précautions.

Aspect de surface Soit après des opérations de recuits brillants, soit à la suite de polissage, la plupart des aciers inoxydables prennent un très bel aspect brillant. Cet aspect de surface explique un grand nombre d'applications, tout spécialement pour des raisons décoratives. On trouve ainsi beaucoup de ferritiques en produits minces dans l’ameublement, dans la carrosserie automobile, dans l’électroménager, le bâtiment, etc. 234



Applications particulières liées à la structure austénitique La structure CFC des nuances austénitiques leur confère des propriétés très particulières en plus de leur résistance à la corrosion.

Cryogénie Sous réserve d’équilibrer convenablement leur composition, la phase austénitique très ductile peut être maintenue à très basse température, pratiquement à proximité de 0 K. Parallèlement d’ailleurs, les caractéristiques de résistance augmentent. Ces aciers vont donc trouver des applications intéressantes en cryogénie, qu’il s’agisse de réservoirs, canalisations ou appareils divers.

B ALLIAGES FERREUX

Amagnétisme

Sous réserve d’équilibrer leur composition pour éviter la présence de phase α, à l’inverse de la plupart des autres aciers, ces produits sont amagnétiques. Cela explique des applications très diverses, en particulier pour de nombreux appareils scientifiques.

Fluage Nous avons indiqué ci-dessus le bon comportement au fluage des austénites et en particulier celles avec addition de molybdène. Elles trouveront donc de nombreuses applications en fluage en général, jusqu’à des températures de 750 à 800 ˚C.

Nucléaire Sous l’effet des rayonnements neutroniques, tous les métaux, les aciers en particulier, subissent un phénomène de fragilisation inévitable. Sans entrer dans le détail, on comprendra que la première solution consiste à utiliser un matériau ayant au départ la ductilité la plus élevée possible. Cela explique que les nuances austénitiques, avec ou sans molybdène, soient quasi exclusivement utilisées pour toutes les structures internes des réacteurs nucléaires.

5.4.2 Principales applications des différentes familles À partir des remarques précédentes, on comprendra mieux les principales applications des grandes familles d’inoxydables. Bien entendu, nous nous limiterons à en donner, dans chaque cas, quelques exemples typiques.

Inoxydables ferritiques Groupe 1 Caractéristiques : épaisseur limitée, résistance à la corrosion limitée. Applications : automobile (décoration, pots d’échappement, pots catalytiques), ameublement, bâtiment, tubes minces (sucreries), containers, etc.

Groupe 2 Caractéristiques : épaisseur limitée, bonne résistance à la corrosion. Applications : électroménager, cuisines industrielles, éviers, ballons d’eau chaude, matériel de laiterie, etc.

Inoxydables martensitiques Groupe 1 Caractéristiques : résistance à la corrosion limitée, mise en œuvre facile. Applications : pièces mécaniques diverses, vannes, robinets, visserie et boulonnerie inox, etc. 235



Groupe 2 Caractéristiques : résistance à la corrosion moyenne, dureté élevée. Applications : ménagères inox (couteaux, cuillers, fourchettes, divers), platerie, etc.

Groupe 3 Caractéristique : dureté très élevée. Applications : outils chirurgicaux, outillage.

Groupe 4 Caractéristiques : bonne résistance à la corrosion, mise en œuvre aisée. Applications : grosses pièces industrielles forgées ou moulées (vannes, pompes, turbines hydrauliques Kaplan ou Pelton, axe d’hélice marine, tubes de périscope, etc.).

Aciers inoxydables austénitiques Applications : chaudronnerie lourde, industrie chimique, pétrochimie, industrie pétrolière, industrie nucléaire, retraitement des combustibles, énergie, gaz liquéfiés (cryogénie), appareillage scientifique, électronique.

Austéno-ferritiques Caractéristiques : utilisation < 200-250 ˚C, bonne résistance à la CST. Applications : chaudronnerie lourde, industrie chimique, industrie papetière, industrie pétrolière, etc.

Aciers inoxydables à hautes caractéristiques Applications : domaines aéronautique, spatial et militaire.

5.5 Nouveaux aciers inoxydables 5.5.1 Aciers ferritiques à haute teneur en chrome Nous avons indiqué, que les nuances ferritiques conventionnelles avaient pour inconvénient majeur une valeur de résilience quasi nulle, pratiquement dès la température ambiante. On sait maintenant que ce phénomène est directement lié à la teneur en interstitiels, principalement carbone et azote (tableau 5.13). Les procédés modernes d’élaboration sous vide (VOD ou bombardement électronique) permettent d’obtenir des teneurs en carbone et azote très faibles, telles que C + N < 150 ppm (C < 30 ppm, N < 100 ppm). Les aciers ferritiques ainsi obtenus, sont

Tableau 5.13 – Influence de la teneur en interstitiels sur la fragilité des aciers inoxydables ferritiques.

% Cr

%C

%N

Résilience (daJ/cm2)

Conventionnel

25

0,030

0,055

0,3 à 0,6

Bas interstitiels

25

0,002

0,005

30

Acier ferritique

236



ductiles à la température ambiante et voient leur température de transition ductile-fragile repoussée à des valeurs inférieures ou égales à – 50 ˚C. Ainsi s’explique la nouvelle famille des aciers ferritiques à haute teneur en chrome, appelés aussi superferrites (groupe 3 des aciers ferritiques, voir tableau 5.2). Plusieurs nuances sont développées ou étudiées. Les principales compositions types sont les suivantes : Cr = 18 %, Cr = 26 %, Cr = 29 %, Cr = 29 %,

Mo = 2 %, Mo = 1 %, Mo = 4 %, Mo = 4 %, Ni = 2 %.

B ALLIAGES FERREUX

– – – –

Ces aciers, ductiles en forte épaisseur, sont facilement soudables sous réserve d’éviter toute contamination en carbone et azote. Cela nécessite des soins tout particuliers. Les protections gazeuses, entre autres protections envers, sont extrêmement importantes pour éviter toute nitruration des zones fondues ou affectées. Les autres conditions de mise en œuvre, emboutissage par exemple, ne présentent pas de difficulté particulière, sous réserve une fois encore d’éviter les contaminations en carbone. Par exemple, toute trace de lubrifiant, huile ou produits carburés doit être soigneusement éliminée avant traitement à chaud. Ces nuances, en particulier les plus chargées en chrome et molybdène, présentent des caractéristiques de corrosion remarquables dans certaines conditions. C’est en particulier le cas en milieux chlorurés. Par exemple, leur potentiel de piqûre peut atteindre des valeurs de l’ordre de 700 à 900 mV/ECS, comparables à celles des austénitiques supérieurs les plus alliés. Cela explique que ces aciers aient un excellent comportement en eau de mer, jusqu’à des températures élevées ; on en trouvera donc des applications : – en tubes de condenseurs refroidis à l’eau de mer, – en échangeurs tubulaires ou à plaques dans des installations géothermiques ou de dessalement. Ces produits trouvent aussi des applications dans l’industrie chimique ou pétrolière, grâce à leur très bonne résistance, par exemple, aux acides organiques, au carbamate dans la fabrication de l’urée, etc.

5.5.2 Aciers inoxydables à l’azote

Aciers austénitiques à l’azote L’un des points faibles des aciers austénitiques est constitué par des caractéristiques de résistance, en particulier limites d’élasticité très faibles. Ce phénomène est d’autant plus notable dans les nuances à bas carbone. Une des solutions pour améliorer ce point consiste à s’orienter vers un mécanisme de durcissement par solution solide. La figure 5.24 montre que pour ce faire, l’azote est l’élément le plus efficace. La figure 5.25 montre que des gains très appréciables peuvent être obtenus à l’ambiante et surtout à basse température pour des teneurs en azote de 0,3 à 0,4 %. (tableaux 5.3 et 5.4). Pour ce type de nuance, on peut atteindre des limites d’élasticité de l’ordre de 350 MPa à 20 ˚C et 800 MPa à –196 ˚C. Cela explique leur intérêt pour des applications cryogéniques. Dans le même esprit ont été développées des nuances au manganèse. Cet élément, d’une part, augmente la solubilité de l’azote et permet d’obtenir des teneurs plus élevées ; d’autre part, ces additions combinées de manganèse et d’azote tous deux gammagènes, 237



Figure 5.24 – Durcissement par solution solide de l’austénite.

conduisent à diminuer la concentration en nickel. Le tableau 5.14 en donne quelques exemples. Des études récentes montrent (figure 5.26) que pour des teneurs en azote supérieures à 1 ou 1,5 %, on peut atteindre à l’ambiante des limites d’élasticité aussi élevées que 800 à 1 100 MPa. Ces structures austénitiques CFC conservent une excellente ténacité ; ainsi, ces nouveaux produits se situeraient parmi les plus performants dans un diagramme limite d’élasticité-KIc (figure 5.27). Par contre, l’obtention de teneurs en azote aussi élevées nécessite des procédés spéciaux d’élaboration et ces nuances ne sont pas actuellement développées industriellement.

Tableau 5.14 – Quelques valeurs caractéristiques de nuances inoxydables austénitiques en manganèse. Nuances

238

N

R0,2 (MPa)

Rm (MPa)

7

0,20

320

700

4,5

6,5

0,20

380

780

5,0

6,5

0,20

380

790

C

Cr

Ni

Mn

X2CrMnNiN17-7-5

< 0,030

16,5

4,5

X12CrMnNiN17-7-5 (AISI 201)

0,12

17

X12CrMnNiN18-9-5 (AISI 202)

0,12

18



ALLIAGES FERREUX

B

Figure 5.25 – Évolution de la limite d’élasticité en fonction de la teneur en azote d’un acier 18Cr12Ni à différentes températures.

Addition d’azote sur les nuances austénitiques et austéno-ferritiques conventionnelles

Jusqu’à ces dernières années, l’azote dans les aciers inoxydables austénitiques ou austéno-ferritiques était considéré comme une impureté. Sa teneur, incontrôlée, pouvait varier de 0,030 à 0,080 % selon le procédé d’élaboration. Les progrès réalisés en aciérie permettent maintenant de contrôler cette teneur en azote et par conséquent de le considérer comme un véritable élément d’alliage. Or, pour des niveaux allant jusqu’à 0,3 à 0,4 %, l’azote présente dans les nuances conventionnelles austénitiques ou austéno-ferritiques plusieurs avantages : – amélioration des propriétés mécaniques pour des raisons de durcissement par solution solide évoquées ci-dessus ; – amélioration de la résistance à la corrosion par piqûres ; – diminution de la vitesse de précipitation des carbures de chrome Cr23C6 et donc amélioration de la corrosion intergranulaire, toutes choses égales par ailleurs (figure 5.28) ; – diminution notable de la vitesse de précipitation des phases intermétalliques, phases de Lawes, phase σ, etc., en particulier dans les nuances chargées en molybdène. Or, nous avons vu que ces précipités pouvaient être très défavorables après soudages en particulier en fortes épaisseurs ; 239

;;; ;;; ;;; ;;;;; ;;;;; ;;;;; ;;;;; ;;;;;


R0,2 , Rm (MPa)


1 000 900 800

= Rm

0 55

+

0 50

CN

700

0

=

+

0 50

CN

30

,2

600

in ra

fin

R0

G

500

0C NC N +0400 4 0 + 5 0 1 =5 =1

n 0R,20,2 naiR isngfir o a r G

400 300 200 100

0

0,2

0,4

0,6

0,8

1

1,2 1,5 1,6 Azote (%), CN

Figure 5.26 – Caractéristiques mécaniques d’aciers austénitiques en fonction de leur teneur en azote (d’après Speidel et Uggowitzer).

– enfin, cet azote, élément gammagène, permet, toutes choses égales par ailleurs, de diminuer la teneur en nickel. Toutes ces raisons expliquent que les nuances les plus récentes, en particulier super austénitiques et austéno-ferritiques, sont prévues avec des additions d’azote contrôlées pour des valeurs pouvant atteindre 0,3 à 0,4 %. Seul, le soudage sous vide par bombardement électronique, peut entraîner des difficultés par dégazage et perte d’azote.

5.5.3 Aciers à usinabilité améliorée. Traitement des oxydes Nous avons indiqué l’existence d’aciers à usinabilité améliorée par addition de soufre ; par contre, cela conduit inévitablement à une détérioration importante d’autres propriétés, principalement la résistance à la corrosion, mais aussi la soudabilité, la déformabilité, la ténacité. Pour résoudre ce problème, une nouvelle voie a été étudiée concernant le contrôle des inclusions d’oxyde. On sait que les oxydes durs et réfractaires de type Al2O3 sont défavorables à cause de leur aspect abrasif. Par contre, on constate dans le diagramme ternaire CaO-SiO2-Al2O3 (figure 5.29) que pour certaines compositions, les oxydes 240


C Cp 1 000 PF P W 100

céramiques techniques céramiques poreuses polymères alvéolaires polymères techniques bois

;; ;;

Inoxydables à l'azote

Cu

Ti

Al 10

W

0,01 0,1

W

C

P

1

0,1

B

Aciers

Mg

ALLIAGES FERREUX

Ténacité KIC (MPa m1/2)


Cp

PF

1

10

100 1 000 10 000 Limite d'élasticité (MPa)

Figure 5.27 – Ténacité des aciers austénitiques à l’azote comparés aux autres matériaux (d’après Speidel et Uggowitzer). complexes formés peuvent avoir des températures de fusion beaucoup plus faibles ; ils peuvent alors être liquides ou très viscoplastiques à la température de coupe. Par conséquent, sous réserve de parfaitement contrôler leur composition, lors de l’élaboration, les inclusions d’oxyde peuvent avoir le même rôle que les sulfures ; elles perdent leur action abrasive pour servir au contraire de lubrifiant et améliorer l’usinabilité. Il faut cependant préciser que : – Pour que ces oxydes soient assez malléables, il faut que la température soit assez élevée. Cela nécessite et explique que cet effet soit sensible pour des usinages à vitesse assez élevée, avec des outils carbure ou mieux céramiques. – Les gains d’usinabilité sont inférieurs à ceux obtenus avec les nuances resulfurées. Ils sont tout de même de l’ordre de 20 à 30 %. Mais surtout, les autres propriétés d’usage, en particulier la résistance à la corrosion, ne sont pas modifiées. Ces nouvelles nuances à « oxydes contrôlés » devraient donc être amenées à se développer.

5.6 Commercialisation Les aciers inoxydables, selon les tonnages et les produits, sont commercialisés sous forme de demi-produits soit par les producteurs, soit par des négociants ou revendeurs. De façon tout à fait générale, ils sont obtenus sous toutes les formes de produits : – Produits plats, sous forme de coils ou feuillards, depuis des épaisseurs très faibles (0,1 à 0,2 mm pour des applications électroniques) jusqu’à 2 à 3 mm en ferritiques, austénitiques ou austéno-ferritiques. 241


Température (°C)


1 200 Phase χ Phase de laves larve

1 000

M23C6 800

σ 600 0,01

0,1

1

10

100 1 000 Temps (h)

Température (°C)

(a) 0,039 % azote

1 200

Phase χ

1 000

Phase de laves larve

800 M23C6 600 0,01

0,1

1

10

100 1 000 Temps (h)

(b) 0,145 % azote

Figure 5.28 – Influence de l’azote sur la vitesse de précipitation de carbure et phases intermétalliques dans un acier austénitique CrNiMo.

– Produits plats épais, sous forme de tôles de toutes épaisseurs en austénitiques, austénoferritiques et martensitiques du groupe 4. – Tôles plaquées, principalement d’austénitiques sur aciers au carbone. – Produits longs de toutes dimensions et formes, principalement en martensitiques, austénitiques, austéno-ferritiques ou nuances à hautes caractéristiques. – Fils de tous diamètres dans toutes les nuances, à des taux d’écrouissage variés ou traités. On rencontrera dans ce cadre des fils très fins pour la fabrication de filtres, grilles etc. ou des fils à très hautes caractéristiques pour la réalisation de ressorts. On trouvera aussi dans cette famille des fils à tolérances très précises pour des applications de décolletage par exemple. – Des tubes de toutes dimensions et épaisseurs, soit sans soudure, soit soudés. On peut trouver pour certaines applications, des tubes sans soudure bimétalliques ou même de très gros tubes soudés à partir de tôles plaquées. 242

;;; ;; ;;



;;;;; ;; ;;;;; ;;;;; ;; ;;;;; ;; ;;;;; ;;;;; ;;;;; ;;;;; SiO2

17

00

CRISTOBALITE

20

30

PSEUDOWOLLASTONITE

1 1 300

00

00

0

20

1 900

CaO.6Al2O3

CaO.2Al2O3

3CaO.Al2O3

0

30

CoAl4O7 CaAl

CoAl2O4 CaAl

CaO.Al2O3

Ca o A 3 l O 2

12CaO.7Al2O3

0

Al14O33

CHAUX

20

1 700

1

0 1 80

CoAl12O19 CaAl

70

1

0

80

1

10

2 000

00

CORINDON

6

10

3Al2O3 .2SiO2

GEHLENITE

9

00

00

2 50

0

CaO

5

21

2 30

2 40

90

Cao 2 3 Si O

22

80

40

Co SiO 2 1 Ca 2 4 0

70 3CaO.SiO2

50

0 30

3CaO.2SiO2

2CaO.SiO2

MULLITE

ANORTHITE

RANKINITE

B

60

12

40

00

00 13

CaO.SiO2

70

TRIDYMITE

ALLIAGES FERREUX

10

Domaines de fluidité du laitier pour diverses températures du bain à : 90 1 400 °C 1 500 °C 80 1 600 °C

Al2O3

Figure 5.29 – Diagramme ternaire CaO-SiO2-Al2O3.

– Des pièces forgées à chaud ou matricées de dimensions et formes très diverses, principalement en austénitiques, austéno-ferritiques, martensitiques ou nuances à hautes caractéristiques. – Des pièces de plus petites dimensions de forme très diverses, obtenues par forge ou frappe à froid. Il s’agit principalement dans ce cas de nuances austénitiques ou martensitiques. – Des pièces moulées de toutes formes et dimensions, principalement en austénitiques ou martensitiques du groupe 1 et 4. On peut dans certains cas envisager des nuances ferritiques moulées, mais sous réserve d’accepter une grande fragilité et une mise en œuvre très difficile. – Tous les produits de soudage adaptés aux différentes nuances soudables, c’est-à-dire pratiquement toutes, à l’exception des martensitiques les plus chargées en carbone (groupe 3). On notera à ce sujet l’utilisation très fréquente de revêtements de soudure épais, souvent en deux couches, sur des aciers au carbone ou aciers peu alliés. – Des poudres peuvent être obtenues, soit pour la fabrication de produits divers tels que filtres, soit pour l’élaboration de pièces frittées, soit même pour réaliser des mélanges polymères-inox.

243



5.7 Renseignements pratiques 5.7.1 Principales sources de renseignement Office technique de l’utilisation de l’acier (OTUA), 1 place aux Étoiles, 93200 Saint Denis, Tel. : 01 71 92 17 21 ; www.otua.org. Institut de recherche de sidérurgie (IRSID), Voie Romaine, BP 30320 Maizières-les-Metz, Tél. : 03 87 70 40 00. Industeel – CRMC, 56 rue Clemenceau, 71208 Le Creusot, Tél. : 03 85 80 55 55, www.industeel.fr. Aubert et Duval, BP1 63770 Les Ancizes, Tél. : 04 73 67 30 00, www.aubertduval.fr. Ugine-AlZ, BP15 62330 Isbergues, Tél. : 03 21 63 20 00, www.ugine-alz.fr. Correx, ZAC du Parc, 42490 Fraisses, Tél. : 04 77 40 00 45, [email protected]. Setval (Vallourec), 57 rue Anatole France, 59620 Aulnoye Aymeries, Tél. : 03 27 67 40 30, www.vallourec.fr.

5.7.2 Centres techniques Centre technique des industries mécaniques (Cetim), 52 avenue Félix-Louat, BP80067 60304 SENLIS Cedex, Tél. : 03 44 67 30 00, www.cetim.fr. Centre Technique des Industries de la Fonderie (CTIF), 44 avenue de la Division-Leclerc, BP113 92318 Sèvres cedex, Tél. : 01 41 14 63 00, www.ctif.fr. Institut de soudure (IS), 90 rue des Vanesses, 93420 Villepinte, Tél. : 01 49 90 36 50, www.isgroupe.com. Centre français de l’anticorrosion (CEFRACOR), rue Saint Dominique, 75007 Paris, Tél. : 01 47 05 39 26, www.cefracor.org.

5.7.3 Normalisation Association française de la normalisation (Afnor), 11 avenue Francis Pressensé, 93471 La Plaine Saint-Denis cedex, Tél. : 01 41 62 80 00, www.afnor.fr.

5.7.4 Bibliographie Colombier L., Hochmann J., Aciers inoxydables, Aciers réfractaires, Dunod, Paris, 1965. Lacombe P., Baroux B., Béranger G., Les aciers inoxydables, Éditions de physique, Les Ulis, 1990. (Édition anglaise : Stainless Steels, 1993). Colombié M, Aciers inoxydables, Techniques de l’ingénieur, Paris, 1990. Colombié M. Traitement thermique des aciers inoxydables, Techniques de l’ingénieur, Paris, 1983. Peecknerd, Bernsteins I, Handbook of stainless steels, McGraw Hill, New York, 1978. Les aciers inoxydables. Propriétés, mise en œuvre, emploi, normes, traduit de l’allemand par G. David, Lavoisier, 1990.

244


6 • ACIERS D’OUTILLAGE

ACIERS D’OUTILLAGE

ALLIAGES FERREUX

B Robert Lévêque

Les aciers à outils sont employés dans des domaines industriels variés comme la plasturgie ou la coulée sous pression des matériaux non ferreux (alliages d’aluminium, de zinc…), le travail des métaux en feuilles sur presse (découpage et emboutissage), le filage en tubes ou en profilés des alliages d’aluminium et de cuivre, la forge, le laminage à chaud et à froid, la frappe à froid, l’usinage… Or ces industries de transformation mettent en œuvre des matériaux très réfractaires (alliages de titane, de nickel et de cobalt) tout en recherchant en permanence à augmenter leur productivité. Les outils sont soumis par conséquent à une élévation des sollicitations mécaniques et thermiques ; ils subissent des dégradations accrues par des phénomènes d’usure où interviennent des mécanismes comme l’abrasion, l’érosion, l’adhésion, la déformation à chaud et le fluage, la fatigue de surface, la fatigue mécanique et thermique, ainsi que la corrosion. Un outil de qualité doit donc résister à cet ensemble de sollicitations avec une longévité aussi élevée que possible pour ne pas augmenter le prix de la pièce mise en œuvre. D’autre part, c’est la surface de l’outil qui, dans la plupart des cas, doit supporter les contraintes les plus sévères et il sera donc particulièrement judicieux de renforcer ses caractéristiques mécaniques. En conséquence, les aciers à outils ne peuvent pas être définis comme les aciers de construction au moyen de lois de comportement simples. Les critères de choix sont intimement liés aux conditions d’emploi, à la sévérité dimensionnelle ainsi qu’à l’état de surface et à la nature des matériaux mis en œuvre : plastiques, alliages d’aluminium, de cuivre, de zinc et de titane, aciers doux et aciers alliés, alliages à base de nickel. D’une manière générale, les propriétés requises au niveau des aciers à outils sont les suivantes : – une grande dureté pour résister aux déformations lors du travail par enfoncement, par cisaillement ou par pénétration dans le métal pour en enlever une partie sous forme de copeaux ; suivant l’emploi auquel est destiné l’outil, on attache plus ou moins d’importance au fait que la dureté persiste lorsque l’acier est porté à température élevée ; – une limite d’élasticité élevée pour limiter les déformations permanentes, ainsi qu’une excellente tenue au fluage aux températures atteintes en surface, notamment pour les aciers de travail à chaud ; – une bonne ténacité, c’est-à-dire une bonne résistance à la rupture brutale. Il s’agit en effet pour l’outil de tolérer une certaine déformation plastique avant l’apparition de fissures ou de ruptures fragiles ; – une bonne résistance aux chocs, c’est-à-dire la conservation de la ténacité pour des vitesses de sollicitation élevées, éventuellement en présence de zones où se concentrent les contraintes ; 245



– une bonne résistance à la fatigue, aussi bien en ce qui concerne l’amorçage des fissures en liaison avec les effets d’entaille ou de concentration de contraintes que la vitesse de propagation des fissures ; – une bonne résistance à la fatigue superficielle, consécutive à la fois aux efforts répétés sous l’effet des contraintes de Hertz en sous-couche et aux sollicitations successives de traction en surface dues aux efforts de frottement ; – une bonne résistance à la fatigue et aux chocs thermiques, surtout pour les aciers de mise en forme à chaud et les moules de coulée sous pression des alliages non ferreux, qui sont soumis à des changements de température brusques et répétés ; – une bonne résistance à l’usure sous toutes ses formes qui conduisent à l’enlèvement de matière et à l’émission de débris (abrasion, adhésion, délamination) ; – une bonne résistance à la corrosion dans certains cas spécifiques de mise en forme avec le contact d’aluminium ou de zinc fondu, de plastiques fluorés, de verres particulièrement agressifs et de lubrifiants contenant des additifs soufrés ou du phosphore. Toutes ces propriétés fonctionnelles ne sont pas forcément compatibles. Aussi, selon les cas de mise en œuvre, on utilise des classes d’aciers à outils adaptées, dont les propriétés superficielles et notamment mécaniques et tribologiques peuvent être améliorées par des traitements thermiques et thermochimiques superficiels, ainsi que par différentes familles de traitements de surface.

6.1 Définitions et notions de base 6.1.1 Composition Afin d’obtenir les caractéristiques nécessaires aux aciers d’outillage, il faut ajouter à l’acier de base un certain nombre d’éléments d’alliage comme le carbone pour donner la dureté et les éléments carburigènes (chrome, tungstène, molybdène, vanadium) pour avoir des carbures spéciaux aussi bien après une élaboration et une transformation à chaud (carbures primaires) qu’après un traitement thermique de qualité (carbures secondaires), ce qui donne une plus grande pénétration de trempe (cas du chrome notamment). À ces éléments d’alliage qui constituent la base des aciers à outils, s’ajoutent d’autres éléments pour améliorer telle ou telle propriété fonctionnelle : – le cobalt qui améliore les propriétés à chaud et la ténacité des oxydes formés en service, – le manganèse et le nickel qui augmentent la trempabilité et, pour le nickel, la tenue aux chocs mécaniques, – le silicium qui contribue à l’amélioration des propriétés élastiques, notamment pour les emplois à des températures inférieures à 300 °C, et qui améliore la pénétration de trempe par effet de synergie notamment avec le molybdène, – le soufre qui peut être ajouté pour améliorer les propriétés d’aptitude à l’usinage. D’autres éléments d’alliage présentent un aspect plus prospectif, comme l’azote qui est ajouté au moment de l’élaboration soit par l’intermédiaire de ferro-alliages nitrurés, soit par coulée sous laitier avec mise sous pression à 4 bar (procédé PESR) pour faciliter son insertion. Ajouté en substitution partielle au carbone, l’azote entraîne une amélioration des propriétés mécaniques à chaud et de la résistance à la corrosion d’aciers à outils contenant des teneurs en chrome égales à 12 % au minimum. Par contre, il abaisse la résistance aux chocs, l’aptitude à l’usinage par des moyens comme l’électroérosion, ainsi que l’aptitude au soudage et au rechargement. 246



Les progrès réalisés dans les méthodes d’élaboration permettent d’envisager des additions d’aluminium importantes, à des taux supérieurs ou égaux à 1 %, notamment pour des aciers à faible teneur en carbone et contenant des éléments d’alliage comme le nickel. La précipitation de phases intermétalliques est mise à profit pour assurer un bon compromis entre les propriétés de mise en œuvre (aptitude à l’usinage, au polissage et au soudage) et les caractéristiques mécaniques requises après le traitement de vieillissement. Certains aciers à outils, parmi les plus alliés, contiennent des éléments très carburigènes comme le titane ou le niobium, éléments qui entrent dans la composition des carbures primaires du type MC et qui contribuent à augmenter la résistance à l’usure.

ALLIAGES FERREUX

B

6.1.2 Classification La propriété essentielle d’un acier à outil est la dureté qui exprime la résistance du matériau à l’enfoncement ou à la déformation. Cette propriété doit être atteinte soit à la température ambiante, soit le plus souvent à chaud avec des maintiens sous charge souvent prolongés. Suivant la composition chimique de l’acier, des niveaux de dureté compris entre 40 et 70 HRC peuvent être obtenus après un traitement thermique de trempe et un revenu. Dans la mesure où les phénomènes de contact avec les matériaux mis en forme par déformation à froid ou à chaud ou par usinage peuvent entraîner des échauffements importants, il est nécessaire que l’acier constituant l’outillage ait en plus une résistance à chaud suffisante pour éviter un adoucissement trop important en service. C’est cette dernière propriété qui permet de classer les aciers à outils en quatre groupes conformément à la norme ISO/DIS 4957 qui a remplacé la norme NF A 35590 1. Cette norme s’applique à tous les types de produits laminés à chaud ou à froid, forgés ou étirés, et ne prend en compte que les aciers qui ont acquis une certaine renommée internationale. Elle désigne les aciers à outils suivant quatre groupes différents : – les aciers à outils non alliés pour travail à froid, – les aciers à outils alliés pour travail à froid (température de surface inférieure à 200 °C), – les aciers à outils alliés pour travail à chaud (température de surface supérieure à 200 °C), – les aciers rapides (température de surface pouvant atteindre, voire dépasser 600 °C). Comparativement à la norme ISO/DIS 4957, la désignation américaine fait appel à des lettres qui rappellent, soit les propriétés d’emploi (H pour chaud), soit la composition chimique (T et M pour les aciers contenant du tungstène ou du molybdène), soit les propriétés de mise en œuvre (W pour trempant à l’eau, O pour trempant à l’huile et A pour trempant à l’air).

Aciers à outils non alliés pour travail à froid Ces aciers, dont la teneur en carbone est comprise entre 0,45 et 1,2 %, sont pour la plupart des aciers de trempe superficielle. À l’exception de la nuance à 0,45 % de carbone, les teneurs en résiduels, manganèse et silicium, de ce groupe sont maintenues à un niveau bas pour réduire la pénétration de trempe et par conséquent les risques de variations dimensionnelles (C70U, C80U, C90U, C105U, C120U).

1. Se reporter au paragraphe 6.2.

247



Aciers à outils alliés pour travail à froid Ces aciers dont la dureté à la température ambiante est supérieure à 50 HRC, mais avec un abaissement sensible au-dessus de 300 °C, peuvent être divisés en quatre groupes, selon les propriétés d’emploi requises : – les aciers résistant aux chocs mécaniques, caractérisés par des teneurs en carbone comprises entre 0,35 et 0,60 % et des additions de chrome, de silicium, de nickel ou de tungstène (50WCrV8, 45NiCrMo16, 35CrMo7) ; – les aciers résistant à l’usure, caractérisés par des teneurs en carbone supérieures à 0,9 %, avec des additions de manganèse, de chrome et de vanadium (105V, 102Cr6, 90MnCrV8, 95MnWCr5) ; – les aciers à très haute résistance à l’usure, caractérisés par des teneurs en carbone supérieures à 0,9 % et des teneurs importantes en chrome, en molybdène et en vanadium (X100CrMoV5, X153CrMoV12, X210Cr12, X210CrW12) ; – les aciers résistant à certaines corrosions, caractérisés par des additions importantes de chrome et des teneurs en carbone voisines de 0,4 % (X40Cr14, X38CrMo16). L’ancienne norme comprenait également les aciers à haute limite d’élasticité, avec une forte teneur en nickel, durcis par phases intermétalliques (aciers maraging 1 X1CrNiMoAl12-9, X2NiCoMoTi18-8-5). Ces produits sont décrits dans des normes spécifiques d’entreprises pour des applications particulières.

Aciers à outils alliés pour travail à chaud Ces aciers sont caractérisés par une dureté à la température ambiante relativement élevée, comprise entre 40 et 56 HRC, et par une bonne dureté à chaud ; ces aciers sont répartis en trois groupes : – les aciers résistant aux chocs mécaniques, analogues aux aciers de construction à hautes caractéristiques, mais avec une teneur en carbone plus élevée et une addition de vanadium pour augmenter la résistance au revenu (55NiCrMoV7, 50CrMoV13-15) ; – les aciers résistant aux chocs thermiques, centrés sur les compositions chimiques à 3 et 5 % de chrome, avec addition de molybdène, de tungstène, de vanadium, éventuellement de cobalt pour augmenter les propriétés mécaniques à chaud (32CrMoV12-28, X37CrMoV5-1, X38CrMoV5-3, X40CrMoV5-1, X35CrWMoV5) ; – les aciers résistant à l’usure aux températures élevées, comportant des nuances à forte addition de tungstène, avec du chrome, du molybdène et du cobalt pour augmenter la pénétration de trempe et le niveau de caractéristiques mécaniques (X30WCrV9-3, 38CrCoWV18-17-17). Dans l’ancienne norme figuraient en plus les alliages de structure austénitique X15CrNiSi2520, X15NiCrSi37-18 dont les caractéristiques mécaniques au-delà de 700 °C étaient supérieures à celles des aciers de structure martensitique. Ces produits sont également décrits dans des normes spécifiques d’entreprises pour des applications particulières.

Aciers rapides Ces aciers sont caractérisés par une très grande dureté à la température ambiante, supérieure à 60 HRC, et par une très bonne dureté à chaud. Leur composition chimique comporte plus de 0,7 % de carbone et des éléments susceptibles de former des carbures : 4 % de chrome dans tous les cas, du tungstène, du molybdène et du vanadium

1. Il s’agit d’aciers de structure martensitique à bas carbone durcis par précipitation de phases intermétalliques.

248



en proportions variables, éventuellement du cobalt pour améliorer les propriétés à chaud. Ces aciers peuvent être classés suivant l’élément d’alliage dominant en quatre groupes : – les aciers rapides de base, caractérisés par une teneur en carbone comprise entre 0,8 et 1 % et une teneur en vanadium centrée sur 1 ou 2 % (HS 0-4-1, 1-4-2, 18-0-1, 2-9-2, 1-8-1, 3-3-2, 6-5-2, 6-5-2C) ; – les aciers rapides surcarburés, caractérisés par rapport aux précédents par une augmentation de la teneur en carbone et en vanadium dans la proportion du carbure de vanadium (HS 6-6-2, 6-5-3, 6-5-3C, 6-5-4) ; – les aciers rapides au cobalt, caractérisés par une addition de 5 % de cobalt pour améliorer les propriétés de dureté à chaud (HS 6-5-2-5) ; – les aciers surcarburés au cobalt, caractérisés par de hautes teneurs en carbone et en vanadium, avec des additions de cobalt pouvant atteindre 10 % (HS 6-5-3-8, 10-4-3-10, 2-9-1-8).

ALLIAGES FERREUX

B

D’une manière générale, il y a une certaine équivalence entre les éléments carburigènes de ces aciers, ce qui permet de calculer le tungstène équivalent par la relation : Wequ = % W + 2 % Mo + 4 % V + 0,5 % Cr et de réaliser ainsi un classement rapide de la tenue à l’usure des différentes nuances d’aciers rapides.

6.1.3 Données métallurgiques de base

Structure de solidification Élaboration des aciers à outils

La majeure partie des aciers à outils est élaborée au four électrique. L’arc permet en effet d’atteindre des températures élevées et le bain métallique, peu profond, peut être brassé énergiquement. Cela permet des opérations d’affinage et de brassage, au four et en poche, avant l’addition des éléments d’alliage et la coulée en lingotières. Dans 10 % des cas environ, pour des élaborations de petites quantités, le four à induction est utilisé en raison de sa souplesse ainsi que pour la reproductibilité et l’homogénéité de l’analyse. Par contre, ce procédé présente l’inconvénient de ne pas permettre d’affinage et le métal est relativement chargé en inclusions.

Ségrégations L’importance de la solidification est très grande dans les aciers à outils hautement chargés en carbone et en éléments carburigènes par comparaison avec les aciers peu alliés, car les ségrégations sont concrétisées par le réseau de carbures eutectiques qui ne peut être remis en solution ou atténué par diffusion. Le seul moyen pour affiner réellement la structure des produits en aciers à outils est d’agir sur la cristallisation, c’est-à-dire de chercher à obtenir, dès la solidification, une réduction des ségrégations des éléments d’alliage et du carbone. Les principaux moyens employés sont : – les artifices utilisés en métallurgie conventionnelle : vibration des lingotières, brassage au moyen de gaz, introduction de germes de solidification sous forme de particules solides ; – les procédés de refusion sous laitier, ou sous vide qui permettent à la fois une épuration, un abaissement du taux et de la taille des inclusions, une très forte réduction de la teneur en éléments résiduels, ainsi qu’un affinage de la structure de l’acier ; 249



– la métallurgie des poudres préalliées, qui réduit très fortement les ségrégations par un changement radical du processus de solidification et une augmentation très sensible de la vitesse de refroidissement. Veines sombres Les veines sombres sont constituées de lignes de métal ségrégé, cristallisées indépendamment de la masse du lingot. Ces zones peuvent contenir des microretassures et, dans le cas des aciers à outils très alliés, des ségrégations importantes d’éléments d’alliage provoquant la formation de carbures massifs. Ce phénomène, qui apparaît assez facilement dans les aciers à outils très chargés en carbone, serait lié à la formation de bulles de gaz remontant dans le liquide chargé de cristaux, le trajet de ces bulles étant comblé ultérieurement par du liquide ségrégé. Ce défaut peut être évité si le bain d’acier liquide est bien désoxydé et si la surface interne de la lingotière est exempte d’oxydes.

Transformation des lingots

La transformation à chaud des lingots est réalisée au moyen de gammes où sont prises en compte les particularités des aciers à outils : la forgeabilité souvent réduite, la sensibilité à la tapure, la tendance à la coalescence des carbures et au grossissement du grain. Cette transformation, par forgeage et par laminage, permet d’obtenir la structure la plus homogène possible avec un agrégat de carbures sur fond ferritique. – Pour les aciers à outils les moins alliés qui ne présentent pas un réseau de carbures eutectiques à l’état brut de coulée, un taux de corroyage minimum de 5 est souvent suffisant ; ce taux peut être réduit à 3 lorsque le lingot est obtenu par refusion d’électrode consommable. Par ailleurs, le remplacement du simple étirage par un forgeage tridimensionnel permet, d’une part d’améliorer l’isotropie du matériau obtenu, d’autre part d’orienter préférentiellement les fibres du métal en fonction de la forme des pièces à réaliser. – Pour les aciers à outils les plus alliés qui présentent un réseau de carbures eutectiques, un taux de corroyage minimum de 8 est nécessaire pour briser ce réseau. Dans le cas où il est impossible d’obtenir, à partir du lingot, la dimension du produit désiré avec le taux de corroyage minimum pour avoir une structure correcte, un forgeage tridimensionnel est réalisé systématiquement avec une succession d’opérations d’étirage et de refoulement. – Certaines nuances d’aciers à outils peuvent être transformées directement par laminage ; toutefois, le mode de transformation a son importance, notamment pour les aciers contenant un réseau de carbures eutectiques. Dans ce cas, la forgeabilité est médiocre à l’état brut de coulée et s’améliore avec le taux de corroyage, ce qui nécessite l’utilisation de faibles vitesses de déformation pour les passes d’ébauchage (moins de 10 % par seconde), donc un début de transformation du lingot à la forge. De plus, le forgeage, par son mode d’action (déformation en profondeur) conduit, à taux de corroyage égal, à une destruction plus rapide des réseaux de carbures que le laminage. – Le tréfilage constitue le prolongement naturel du laminage à chaud pour l’obtention de petits diamètres. Toutefois, cette opération, délicate en raison de la faible capacité de déformation des aciers à outils, ne peut être réalisée que sur des structures parfaitement globulisées à l’état recuit, décrites dans le paragraphe suivant.

Structure à l’état recuit

Les carbures présents dans les aciers à outils à l’état recuit dépendent de la teneur en éléments d’alliage : – les carbures M3C ou cémentite substituée pour les aciers les moins alliés, – les carbures M7C3 pour les aciers contenant plus de 3 % de chrome, – les carbures M2C et M23C6 pour les aciers contenant plus de 4 % de tungstène ou 2 % de molybdène, – les carbures MC pour les aciers contenant du vanadium, du niobium ou du titane (M associant les éléments fer, tungstène, molybdène et vanadium ou niobium/titane). 250



Le but du recuit est de modifier la structure et le niveau d’adoucissement de l’acier afin de faciliter la mise en œuvre, l’usinage, la mise en forme par transformation mécanique et de donner une structure appropriée aux traitements thermiques ultérieurs. Le type de recuit pratiqué dépend du but à atteindre : – le recuit complet effectué à des températures comprises entre 760 et 870 °C, c’est-àdire au-dessus du point AC3, qui a pour finalité de provoquer la formation d’une structure de dureté minimale favorable à l’usinage ou à la déformation à froid, après un refroidissement n’excédant pas 25 °C par heure ; – le recuit de détente réalisé à des températures comprises entre 600 et 700 °C, audessous du point AC1, dont le but est de faire relâcher plus ou moins complètement les tensions résiduelles dues aux opérations thermiques ou mécaniques antérieures ; – le recuit de globulisation réalisé de manière cyclique autour du point AC1, et suivi par un refroidissement n’excédant pas la vitesse de 150 °C par heure, qui donne à l’acier une structure la plus homogène possible avec des carbures sphéroïdisés ; – la normalisation réalisée à des températures comprises entre 900 et 1 200 °C dont le but est d’effacer les précipitations de carbures aux joints de grains, néfastes pour les propriétés d’emploi (tenue aux chocs et à la fatigue mécanique) ; – le recuit d’adoucissement pratiqué entre 660 et 780 °C, c’est-à-dire juste au-dessous du point AC1, qui atténue l’effet des contraintes le plus complètement possible, sans changer la structure de trempe. – le recuit d’homogénéisation réalisé dans le but de réduire les hétérogénéités chimiques dues au processus de solidification et de transformation à chaud pour atténuer leurs conséquences néfastes sur le comportement ultérieur de l’outil au traitement thermique (variations dimensionnelles, structure de trempe hétérogène). La réduction des hétérogénéités est obtenue par un traitement à haute température (supérieure ou égale à 1100 °C), avec une durée nécessaire pour assurer cette réduction par diffusion des éléments ségrégés. Ce traitement d’homogénéisation qui a une incidence importante sur le grossissement des grains de l’acier doit être obligatoirement suivi d’un affinage structural réalisé par un cycle thermique du type traitement de normalisation ou trempe par étape avec revenu aux environs de 700 °C.

ALLIAGES FERREUX

B

Traitement thermique de trempe Lors du chauffage d’un acier rapide recuit, la structure ferrite-carbures se transforme en austénite avec ou sans carbures selon la composition chimique de l’acier.

Température d’austénitisation selon le type d’acier

La formation de l’austénite commence vers 720 °C dans le cas d’un acier à outil non allié ; cette température est fortement augmentée par tous les éléments alphagènes (chrome, tungstène, molybdène, vanadium, silicium) et abaissée par les éléments gammagènes (manganèse, nickel). Éléments alphagènes et gammagènes Les éléments alphagènes sont ceux qui ont tendance à augmenter le domaine d’existence de la phase α, ferritique, dans le diagramme fer-carbone. Dans ces conditions, le domaine d’existence de la phase austénitique est réduit et la transformation α γ au chauffage est réalisée à une température plus élevée. De la même façon, les éléments gammagènes sont ceux qui ont tendance à augmenter le domaine d’existence de la phase austénitique et, par voie de conséquence, abaissent le point de transformation α γ au chauffage.

Les aciers à outils peu alliés ont une structure à l’état recuit constituée par de la ferrite et des carbures M3C. La température de trempe choisie est en général de 50 °C audessus du point correspondant à la fin de la transformation α γ c’est-à-dire en moyenne entre 800 et 900 °C. Cette température est un bon compromis entre une mise en solution 251



suffisante des carbures et une taille de grains correcte. La règle habituelle de 30 min de maintien par 25 mm d’épaisseur pour des fours à atmosphère classique est tout à fait satisfaisante dans le domaine de température 800 à 900 °C. Pour les aciers à outils alliés, la température d’austénitisation est plus élevée car la mise en solution des carbures M7C3, M23C6, M6C et MC est plus difficile que celle des carbures M3C. Pour la très grande majorité de ces aciers, la courbe de variation de la dureté en fonction de la température d’austénitisation présente un maximum qui varie, selon la teneur en éléments d’alliage, entre 950 et 1 200 °C. Au-delà de la température correspondant au maximum de dureté, la remise en solution du carbone et des éléments carburigènes abaisse suffisamment Ms et Mf pour qu’il y ait de plus en plus d’austénite résiduelle. Dans le même temps, la taille de grains croît ; la température d’austénitisation en général choisie se situe légèrement au-delà du maximum de dureté. La règle précédemment indiquée de 30 min de maintien par 25 mm d’épaisseur peut convenir, à condition que les températures d’austénitisation n’excèdent pas 1 050 °C. Entre 1 050 et 1 250 °C, températures utilisées pour les aciers à outils les plus alliés (aciers à outils lédeburitiques et aciers rapides), il est plus intéressant, pour éviter l’oxydation et la décarburation, d’utiliser les bains de sels et la règle la plus habituellement adoptée est un maintien de 2 min pour 15 mm d’épaisseur lorsque la température de trempe est supérieure ou égale à 1 200 °C et 4 min pour 15 mm d’épaisseur lorsque la température de trempe est inférieure à 1 200 °C. Un autre moyen d’éviter l’oxydation et la décarburation est de pratiquer le traitement thermique en four sous vide, notamment pour les applications où les caractéristiques mécaniques superficielles sont très importantes (outils d’emboutissage, moules de coulée sous pression d’alliages d’aluminium, de zinc et de cuivre, moules pour la plasturgie). Le temps de maintien est fonction de la température d’austénitisation. Il décroît lorsque la température d’austénitisation augmente ; à titre d’exemple, il passe de 15 min au minimum pour 10 mm d’épaisseur à une température de 1 000 °C à 3 min pour 1 100 °C et 90 s pour 1 200 °C. La trempe en four sous vide a subi ces dernières années de profondes évolutions techniques adaptées particulièrement au traitement de pièces massives. Le refroidissement est obtenu par circulation forcée de gaz sous pression au moyen d’une turbine et d’un échangeur permettant de puissants transferts thermiques convectifs entre la charge et le milieu de refroidissement. La maîtrise technologique de l’injection de gaz neutres sous pression, ainsi que l’apport des techniques de simulation numérique pour optimiser le transfert thermique à la surface des pièces, ont permis d’aboutir à une très bonne reproductibilité de ce mode de trempe. L’utilisation de mélanges CO2-He ou N2-He à la pression de 20 bar a permis d’atteindre les vitesses de refroidissement de la trempe huile, avec des coefficients de transfert de chaleur compris entre 1000 et 2000 W/m2.°K. En jouant sur les paramètres pression, vitesse et nature du gaz, il est possible de réaliser, soit des trempes directes, soit des trempes étagées de pièces massives avec une très bonne fiabilité industrielle. La trempe étagée permet d’ajuster l’intensité du refroidissement lors des moments critiques où les déformations sont susceptibles de se produire, par exemple avant et au moment de la transformation martensitique. L’intégration récente du traitement cryogénique à l’intérieur même du four sous vide permet d’élargir encore les perspectives de refroidissement possibles.

Critères de trempabilité L’obtention de la dureté après la trempe dans le cas des aciers à outils est liée à deux facteurs distincts : l’intensité du durcissement qui dépend essentiellement de la quantité 252



de carbone mise en solution dans l’austénite et la pénétration de trempe qui dépend surtout de la teneur en éléments d’alliage contenus dans l’acier. La trempabilité peut être appréciée par les critères suivants appropriés aux différentes catégories d’aciers : – aciers à trempabilité limitée : les courbes Jominy, associées aux indications sur les vitesses de refroidissement à l’eau et à l’huile de ronds de différents diamètres, donnent immédiatement les limites des possibilités de ces nuances au point de vue pénétration de trempe. Les températures indiquées sur les courbes de la figure 6.1 sont les températures d’austénitisation. Par exemple, une distance de 50 mm à l’extrémité trempée de l’éprouvette Jominy correspond au cœur d’un rond de 100 mm trempé à l’huile ou d’un rond de 140 mm trempé à l’eau ; dans les deux cas, le niveau de dureté obtenu, selon la nuance d’acier, est lu directement sur l’axe des ordonnées ; – aciers plus trempants : on utilise les courbes TRC avec association des critères de dureté aux vitesses de refroidissement Δt 700/300, qui ne sont autres qu’une transposition de la courbe Jominy à des vitesses de refroidissement relativement lentes. Elles permettent de situer les limites des possibilités offertes par les nuances d’aciers à outils alliés pour travail à froid utilisées après des revenus à basse température, aux environs de 200 °C, qui ne modifient que très peu la dureté à l’état brut de trempe. Le critère Δt sur la figure 6.2 représente la vitesse de refroidissement, exprimée en °C/h. Les températures indiquées sur les courbes sont les températures d’austénitisation. – aciers rapides utilisés après deux ou trois revenus à 550 °C : on peut employer les mêmes critères : HV = f(Δt), Δt étant dans ce cas la vitesse de refroidissement exprimée en °C/h, mais en associant conditions de refroidissement et dureté après revenu. La figure 6.3 représente à titre indicatif les courbes HV = f(Δt) des nuances d’aciers rapides les plus caractéristiques avec les températures d’austénitisation habituellement pratiquées pour des utilisations en outils de coupe. Le critère Δt représente ici le temps pour atteindre, au cours du refroidissement, la moitié de la température d’austénitisation. Ce critère est très proche du critère Δt 700/300 classiquement utilisé pour les aciers de traitement thermique. Les duretés sont mesurées sur les éprouvettes dilatométriques qui ont servi au tracé des courbes TRC. Les températures indiquées sur les courbes sont les températures d’austénitisation.

ALLIAGES FERREUX

B

Figure 6.1 – Trempabilité de quelques aciers à outils alliés pour travail à froid, mesurée par l’essai Jominy. 253



Figure 6.2 – Courbes HV = f(Δt) après deux ou trois revenus à 550°C, pour les nuances d’aciers rapides les plus caractéristiques. Critère Δt 700/300 Le critère Δt 700/300 est utilisé dans le cas des aciers de construction austénitisés à des températures généralement comprises entre 800 et 850 °C. Il permet de caractériser la loi de refroidissement et peut être associé, d’une part à la sévérité du milieu de trempe, d’autre part à la microstructure de trempe par l’intermédiaire des courbes de transformation en refroidissement continu.

Lois de refroidissement Dans le cas des aciers à outils alliés austénitisés à des températures supérieures ou égales à 1 100 °C, la loi de refroidissement est caractérisée par une vitesse exprimée en °C/h et il est possible d’associer ces vitesses, tout au moins au-dessus du point Ms, c’est-à-dire dans le domaine de températures où se font les transformations de phases, à des lois de refroidissement de solides cylindriques trempés dans différents milieux.

D’une manière générale, pour tous les groupes d’aciers à outils alliés, on recherche une structure martensitique homogène après la trempe pour optimiser l’ensemble des caractéristiques mécaniques. Il peut subsister, après ce traitement, une quantité non négligeable d’austénite résiduelle, étroitement imbriquée à la structure martensitique ; une transformation plus complète en martensite peut alors être réalisée avec un traitement par le froid, pratiqué par immersion dans un mélange réfrigérant à des températures comprises entre – 60 et – 100 °C suivi d’une remontée lente, moins de 150 °C par heure, à la température ambiante, et d’un traitement de détente entre 120 et 180 °C selon le type d’acier. 254



ALLIAGES FERREUX

B

Figure 6.3 – Courbes HV = f(Δt) pour les nuances d’aciers à outils pour travail à froid les plus caractéristiques.

Traitement de revenu Au cours de l’opération de revenu qui suit la trempe, des précipitations de carbures de fer ont lieu dès 200 °C dans la martensite, ce qui se traduit par une chute de la dureté ; ces phénomènes sont suivis, dans le cas des structures des aciers à outils les plus alliés, par des précipitations de carbures spéciaux : chrome, molybdène, tungstène, vanadium, et des transformations de l’austénite résiduelle qui entraînent un durcissement secondaire. Définition du durcissement secondaire On appelle généralement durcissement secondaire une augmentation de dureté pour des températures de revenu supérieures ou égales à 300 °C, dans le cas des aciers qui présentent après la trempe un niveau de dureté déjà élevé. Ce terme de durcissement secondaire est à différencier du terme durcissement structural qui intéresse plutôt les matériaux (alliages légers, alliages de cuivre, alliages à base nickel, cobalt, ou fer) qui, après trempe, constituent une solution solide sursaturée avec un faible niveau de dureté, et qui durcissent par précipitation de composés intermétalliques au cours du revenu.

Les courbes de la figure 6.4 représentent l’évolution de la dureté HRC des aciers à outils alliés pour travail à froid et des aciers rapides en fonction de la température de revenu : – pour les aciers à outils de travail à froid les moins alliés (102Cr6, 90MnCrV8), la dureté d’emploi, comprise entre 56 et 60 HRC, est obtenue par un revenu de détente à basse température effectué entre 180 et 250 °C ; 255



Duret Rockwell

C

70 65

C B

60

A

55 50 45 40 35 30 0

100

200

300

400

500 600 700 Temp rature de revenu (˚C)

102Cr6 (trempe 830 ˚C --> huile) 90MnCrV8 (trempe 800 ˚C --> huile) X100CrMoV5 (trempe 980 ˚C --> air) X153CrMoV12 (trempe 1025 ˚C --> air) HS 6-5-2 (1220 ˚C --> trempe étagée en bain de sel)

Figure 6.4 – Dureté des aciers à outils alliés pour travail à froid les plus caractéristiques et de l’acier rapide HS 6-5-2, en fonction de la température de revenu. – pour les aciers de travail à froid les plus alliés (X100CrMoV5, X153CrMoV12), la dureté d’emploi, comprise entre 58 et 61 HRC, résulte soit d’un revenu à basse température effectué entre 170 et 220 °C, soit d’un revenu à 500 °C. Dans ce dernier cas, il est préférable d’effectuer un double revenu pour éviter toute fragilisation causée par la transformation de l’austénite résiduelle ; – pour les aciers rapides, la dureté d’emploi, comprise entre 62 et 66 HRC, est obtenue après plusieurs revenus à 550 °C, c’est-à-dire au maximum du durcissement secondaire. Dans le cadre de l’extension du domaine d’utilisation des aciers rapides en outils de mise en forme à froid, il est nécessaire d’augmenter la résistance aux chocs de ces aciers et par conséquent de diminuer le niveau de dureté entre 58 et 63 HRC. Cet abaissement du niveau de dureté est obtenu par un abaissement de la température d’austénitisation aux environs de 1 100 °C. Les courbes de la figure 6.5 représentent l’évolution de la dureté en fonction de la température de revenu pour un certain nombre de nuances d’aciers à outils alliés pour travail à chaud. Les nuances contenant 5 % de chrome ou 9 % de tungstène présentent, comme les aciers rapides, un durcissement secondaire vers 550 °C. Une bonne stabilité structurale de ces nuances nécessite au moins deux revenus : pour les nuances les plus alliées, le premier revenu est effectué au maximum du durcissement secondaire pour assurer une précipitation homogène des carbures spéciaux, et le deuxième est effectué à la température correspondant à la température d’emploi. 256

6.2 Normalisation


Dureté Rockwell C

55

50

45

A

B ALLIAGES FERREUX

40

B 35

30 8h 25 20

300 300 300 300

400 400

400 400

500 500 500

500

600 600

600 600

700

4h

700 700

2h 1h

700

Température de revenu (˚C)

X37CrMoV5-1 40CrMoV13 20MoNi34-13

X30WCrV9-3 55NiCrMoV7 55CrNiMoV4

Figure 6.5 – Dureté des aciers à outils alliés pour travail à chaud les plus caractéristiques en fonction de la température de revenu.

6.2 Normalisation 6.2.1 Désignation des nuances La désignation des nuances d’aciers d’outillage est définie par la norme NF EN 10027 et la circulaire d’information n° 10 de l’ECISS (European Committee for Iron and Steel Standardization) qui a été classée par l’AFNOR sous le numéro A 02-005-3 daté de mai 1993. La norme ISO/DIS 4957 remplace maintenant la norme NF A 35590 et reprend dans ses grandes lignes la norme NF EN 10027. Il s’agit d’un ensemble descripteur des aciers d’outillage, de leurs compositions chimiques, de leurs propriétés mécaniques, du traitement thermique et des essais de conformité. C’est ainsi que les aciers à outils sont répertoriés en quatre grands groupes.

Aciers à outils non alliés pour travail à froid La désignation de ces aciers est CnnnU. Cnnn donne la teneur en carbone multipliée par 100 : nnn = 100 x ( % C) et U désigne l’acier d’outillage. Les teneurs en carbone des aciers de ce groupe sont comprises entre 0,45 et 1,20 %.

Aciers à outils alliés pour travail à froid et à chaud La désignation est commune dans ces deux groupes d’aciers entre les aciers à outils dont la teneur en éléments d’alliage est inférieure pour chacun d’eux à 5 % et les aciers à outils dont un élément d’alliage au moins est présent à une teneur supérieure à 5 %. 257


6.2 Normalisation

Pour les aciers alliés dont la teneur de chaque élément d’alliage est inférieure à 5 %, la désignation est identique à celle des aciers au carbone alliés, avec nnn ab…m. nnn est la teneur en carbone multipliée par 100 ; a, b… sont les symboles chimiques des éléments d’alliage, m est un chiffre correspondant à la teneur pondérale multipliée par 4 pour la plupart des éléments, sauf pour le molybdène, le cobalt, le cuivre, le titane, le vanadium et le plomb pour lesquels le facteur multiplicatif est de 10 (par exemple 102Cr6). Pour les aciers alliés dont la teneur en un élément dépasse 5 % : la désignation est Xnnn a, b...m dans laquelle X est l’indication de la teneur en un élément supérieure à 5 %, nnn est la teneur en carbone multipliée par 100, a, b… sont les symboles chimiques des éléments d’alliage et m représente la teneur en élément d’alliage majoritaire (par exemple X37CrMoV5-1).

Aciers rapides Pour ces nuances, on utilise une dénomination particulière avec HS n1n2n3n4 (C) dans laquelle HS désigne l’acier rapide (High Speed), n1n2n3n4 sont les valeurs des concentrations en éléments d’alliage dans l’ordre suivant : tungstène, molybdène, vanadium, cobalt, avec la désignation C (HC) pour les nuances à teneur en carbone supérieure à la moyenne de la norme (par exemple HS 6-5-2-C) (voir 2.2).

6.2.2 Nuances normalisées Les aciers à outils sont normalisés suivant la norme ISO/DIS 4957 qui remplace la norme NF A 35590 remaniée en 1992 et précise : – les conditions de réception des produits, en se référant à la norme du document de contrôle ISO 10474 ; – quelques aspects des procédés de fabrication et en particulier l’état normal de livraison (état recuit), ainsi que des indications sur les états et aspects de surface, avec des renvois aux normes correspondantes (par exemple ISO 1035 pour les barres en aciers laminées à chaud) ; – les conditions de contrôle des produits : sélection et préparation des échantillons conformes aux normes ISO 377 et ISO 14284. Cette norme est complétée par trois annexes qui indiquent des prescriptions spéciales ou supplémentaires et d’une manière informative les courbes de variation de la dureté en fonction de la température de revenu, ainsi que des indications sur les nuances d’aciers et d’alliages réfractaires (ISO 4955 et 9722). Elle permet de situer les nuances selon leurs conditions de travail, avec un regroupement en quatre catégories : – – – –

les les les les

aciers aciers aciers aciers

à outils non alliés pour travail à froid, à outils alliés pour travail à froid, à outils alliés pour travail à chaud, rapides.

Les aciers à outils non alliés pour travail à froid (tableau 6.1) ont des teneurs en carbone comprises entre 0,45 et 1,20 %. Toutes ces nuances, à l’exception de l’acier C45U, ont de basses teneurs en résiduels, manganèse et silicium, et peuvent être considérées comme des nuances de trempe superficielle. Les aciers à outils alliés pour travail à froid (tableau 6.2) se divisent en quatre catégories : – les aciers résistant à l’usure, avec des teneurs limitées en éléments d’alliage, – les aciers à haute résistance à l’usure dont les teneurs en carbone vont de 1 à plus de 2 %, – les aciers résistant aux chocs à teneur modérée en carbone (0,4 à 0,6 %), 258



– les aciers résistant à certaines corrosions, de la famille des aciers martensitiques au chrome. Les aciers à outils alliés pour travail à chaud (tableau 6.3) sont classés selon leurs caractéristiques principales d’utilisation, en particulier : – les aciers résistant aux chocs mécaniques, au chrome-molybdène ou au nickel-chromemolybdène, avec des teneurs en carbone comprises entre 0,5 et 0,55 %, – les aciers résistant aux chocs thermiques, autour notamment de la famille des aciers à 3 et 5 % de chrome, qui représentent le groupe le plus important de cette catégorie d’aciers, – les aciers résistant à l’usure aux températures élevées, avec des teneurs élevées en tungstène et/ou molybdène, avec éventuellement addition de cobalt.

ALLIAGES FERREUX

B

Les aciers à coupe rapide (tableau 6.4) ont une classification selon la composition chimique des nuances : – les aciers de base au tungstène ou au tungstène-molybdène, – les aciers surcarburés qui présentent une plus grande résistance à l’usure, – les aciers au cobalt qui sont caractérisés par une plus haute dureté à chaud, – les aciers surcarburés au cobalt qui allient une très grande résistance à l’usure et une bonne dureté à chaud.

6.2.3 Correspondance avec les normes étrangères De nombreuses nuances sont utilisées avec leur désignation étrangère, notamment américaine pour certaines catégories d’aciers à outils alliés de travail à froid, à chaud ou pour les aciers à coupe rapide. Il est donc intéressant de connaître les tableaux de correspondance entre les normes européennes, américaine et japonaise (tableaux 6.5 à 6.8). Alors qu’en Europe, la classification des nuances est essentiellement basée sur les propriétés d’emploi, aux États-Unis et au Japon, elle est basée sur des critères faisant appel soit à la composition chimique, soit au traitement thermique, soit aux propriétés d’emploi.

6.3 Propriétés de mise en œuvre et d’usage 6.3.1 Propriétés de mise en œuvre

Aptitude à l’usinage conventionnel La fabrication des outils tels que moules, poinçons et matrices nécessite le plus souvent des opérations d’usinage complexes en raison de l’exigence en matière de précision et de qualité des surfaces. Il en résulte que la réalisation des outillages constitue une part majeure des coûts de fabrication et que le coût matière peut être inférieur à 10 % du coût total pour certains outils complexes. L’usinabilité de l’acier est donc un critère primordial pour le choix d’une nuance et cela d’autant plus que les matériaux à utiliser ont généralement de hauts niveaux de caractéristiques mécaniques et sont par conséquent difficiles à usiner. Selon les cas de figure, la nature des matériaux et la complexité des formes à réaliser, les aciers pour outils sont usinés soit à l’état recuit, soit à l’état traité. L’amélioration des conditions d’usinage et le développement d’outils de coupe performants ont grandement facilité l’extension des moyens d’usinage à l’état trempé revenu. 259

260

0,42 à 0,50

0,65 à 0,75

0,75 à 0,85

0,85 à 0,95

1,00 à 1,10

1,15 à 1,25

C45U

C70U d

C80U d

C90U d

C105U d

C120U d

0,10 à 0,30

0,10 à 0,30

0,10 à 0,30

0,10 à 0,30

0,10 à 0,30

0,15 à 0,40

Si

0,10 à 0,40

0,10 à 0,40

0,10 à 0,40

0,10 à 0,40

0,10 à 0,40

0,60 à 0,80

Mn

0,030

0,030

0,030

0,030

0,030

0,030

P maximal

0,030

0,030

0,030

0,030

0,030

0,030

S maximal

217

212

207

192

770

780

780

790

800

810

207 c

183

Température de trempe (°C) (± 10 °C)

+A maximal HB

Dureté (à l’état recuit) b

W

W

W

W

W

W

Milieu de trempe e

180

180

180

180

180

180

Température de revenu (°C) (± 10 °C)

Essai de trempabilité

62

61

60

58

57

54

Dureté minimale HRC

Les nuances d’acier C70U à C120U sont, par suite de leur composition chimique, des aciers à trempe superficielle. Pour un diamètre de 30 mm, la profondeur de pénétration de trempe sera approximativement de 3 mm. La trempe à cœur peut être pratiquée seulement en cas de diamètres inférieurs ou égaux à 10 mm.

c

d

e Milieu de trempe : W = eau

La dureté à l’état étiré à froid (+A+C) peut être supérieure de 20HB à celle de l’état recuit (+A).

Cette nuance est utilisée à l’état non traité.

b

a Les éléments ne figurant pas dans ce tableau ne peuvent être ajoutés volontairement dans la composition de l’acier sans l’accord de l’acheteur, à l’exception de ceux destinés à l’élaboration de la coulée. Toutes les précautions doivent être prises pour éviter l’addition à partir des ferrailles et matières premières utilisées en production d’éléments susceptibles d’affecter la trempabilité, les caractéristiques mécaniques ainsi que l’aptitude à l’emploi de l’acier.

C

Composition chimique en pourcentage par masse a

Symbolique

Désignation de l’acier

Tableau 6.1 – Composition chimique, dureté à l’état recuit, température de trempe et dureté à l’état trempé et revenu des aciers à outils non alliés pour travail à froid, d’après la norme ISO/DIS 4957. 6 • Aciers d’outillage 6.3 Propriétés de mise en œuvre et d’usage

0,95 à 1,05

X100CrMoV5

X153CrMoV12 1,45 à 1,60

0,33 à 0,45

X40Cr14 h

X38CrMo16 f

4,80 à 5,50

0,40 à 0,65

0,20 à 0,50

0,90 à 1,20

1,00 à 1,30

1,35 à 1,65

0,90 à 1,20

0,90 à 1,20

–

Cr

0,90 à 1,20

–

–

0,90 à 1,40

–

–

–

–

–

Mo

0,20 à 0,50

1,00

1,50

1,00

1,00

1,30 à 1,60

0,60 à 1,00

–

–

–

–

–

–

–

–

–

–

–

–

–

Ni

–

0,15 à 0,35 1,00

–

3,80 à 4,30

0,15 à 0,25 0,90 à 1,20 g

0,35 à 0,55

–

–

15,50 à 17,50 0,80 à 1,30

12,50 à 14,50

1,20 à 1,50

1,80 à 2,10

1,50 à 2,00

0,30 à 0,60 11,00 à 13,00

0,20 à 0,60 11,00 à 13,00

0,20 à 0,60 11,00 à 13,00 0,70 à 1,00

0,40 à 0,80

1,05 à 1,35

1,80 à 2,20

1,80 à 2,50

1,10 à 1,40

0,25 à 0,45

0,15 à 0,45

0,10 à 0,40

0,20 à 0,40

0,30 à 0,70

0,10 à 0,40

0,10 à 0,60

0,10 à 0,40

0,70 à 1,00

0,15 à 0,45

0,10 à 0,40

Mn

–

–

–

–

–

–

–

0,70 à 1,00

0,15 à 0,35

0,05 à 0,20

0,05 à 0,20

–

–

–

0,10 à 0,20

0,10 à 0,20

0,10 à 0,20

V

–

–

–

–

–

0,60 à 0,80

–

–

–

0,40 à 0,70

–

–

–

–

1,70 à 2,20

1,70 à 2,20

–

W

f

241

285

f

f

255

248

255

241

229

229

248

217

223

229

229

212

+A maximal HB

Dureté (à l’état recuit) c

1 010

850

970

970

1 020

970

800

790

835

e

840

910

920

790

O

O

O

O

A

A

O

O

A

e

O

O

O

W

62

180

f

52 52

180 180

f

f

61

60

180

62

60

180

180

60

180

180

e

180

58

58 60

180 e

56

180

180

61

180

Température Milieu Température Dureté de trempe (°C) de de revenu (°C) minimale (± 10 °C) trempe d (± 10 °C) HRC


ALLIAGES FERREUX

a Les éléments ne figurant pas dans ce tableau ne peuvent être ajoutés volontairement dans la composition de l’acier sans l’accord de l’acheteur, à l’exception de ceux destinés à l’élaboration de la coulée. Toutes les précautions doivent être prises pour éviter l’addition à partir des ferrailles et matières premières utilisées en production d’éléments susceptibles d’affecter la trempabilité, les caractéristiques mécaniques ainsi que l’aptitude à l’emploi de l’acier. b Pour tous les aciers : phosphore 0,030 % et soufre 0,030 % (voir néanmoins la note g). c La dureté à l’état étiré à froid (+A+C) peut être supérieure de 20 HB à celle de l’état recuit (+A). d Milieu de trempe : A = air, O = huile, W = eau. e S’il a été cémenté, trempé et revenu, cet acier peut atteindre une dureté de surface de 60 HRC. f Cet acier est normalement livré à l’état trempé et revenu avec une dureté d’approximativement 300 HB. g Par convention, la teneur en soufre peut être augmenté de 0,050 % à 0,100 % et Ni peut être omis. h Cet acier peut également être livré pré-traité avec une dureté d’approximativement 300 HB.

0,40 à 0,50

0,36 à 0,42

45NiCrMo16

0,35 à 0,45

0,90 à 1,00

40CrMnNiMo 8-6-4 f

0,10 à 0,60

0,85 à 0,95

90MnCrV8

95MnWCr5

0,30 à 0,40

0,10 à 0,40

0,65 à 0,75

2,00 à 2,30

0,10 à 0,40

0,18 à 0,24

21MnCr5

70MnMoCr8

35CrMo7

0,10 à 0,50

0,95 à 1,10

102Cr6

X210CrW12

0,15 à 0,35

0,55 à 0,65

60WCrV8

1,90 à 2,20

0,15 à 0,35

0,45 à 055

X210Cr12

0,10 à 0,30

1,00 à 1,10

105 V

50WCrV8

0,70 à 1,00

Si

Composition chimique a b en pourcentage par masse

C

Symbolique


Tableau 6.2 – Composition chimique, dureté à l’état recuit, température de trempe et dureté à l’état trempé et revenu des aciers à outils alliés pour travail à froid, d’après la norme ISO/DIS 4957. 6 • Aciers d’outillage 6.3 Propriétés de mise en œuvre et d’usage

B

261

262

0,10 à 0,40

0,80 à 1,20

0,80 à 1,20

0,20 à 0,80

0,10 à 0,40

32CrMoV12-28 0,28 à 0,35

0,33 à 0,41

0,35 à 0,40

0,35 à 0,42

0,32 à 0,40

0,35 à 0,45

X38CrMoV5-3

X40CrMoV5-1

50CrMoV13-15 0,45 à 0,55

0,25 à 0,35

X37CrMoV5-1

X30WCrV9-3

X35CrWMoV5

38CrCoWV 18-17-17

0,20 à 0,50

0,20 à 0,50

0,15 à 0,45

0,50 à 0,90

0,25 à 0,50

0,30 à 0,50

0,25 à 0,50

0,15 à 0,45

0,60 à 0,90

Mn

4,00 à 4,70

4,75 à 5,50

2,50 à 3,20

3,00 à 3,50

4,80 à 5,50

4,80 à 5,20

4,80 à 5,50

2,70 à 3,20

0,80 à 1,20

Cr

0,30 à 0,50

1,25 à 1,60

–

1,30 à 1,70

1,20 à 1,50

2,70 à 3,20

1,10 à 1,50

2,50 à 3,00

0,35 à 0,55

Mo

1,70 à 2,10

0,20 à 0,50

0,30 à 0,50

0,15 à 0,35

0,85 à 1,15

0,40 à 0,60

0,30 à 0,50

0,40 à 0,70

0,05 à 0,15

V

3,80 à 4,50

1,10 à 1,60

8,50 à 9,50

W

Co 4,00 à 4,50

–

–

–

–

–

–

–

Ni 1,50 à 1,80

Autres

260

229

241

248

229

229

229

229

248 f

+A maximal HB

Dureté (à l’état recuit) c

1 120

1 020

1 150

1 010

1 020

1 040

1 020

1 040

850

O

O

O

O

O

O

O

O

O

600

550

600

510

550

550

550

550

500

48

48

48

56

50

50

48

46

42 g

Température Milieu Température Dureté de revenu (°C) minimale de trempe (°C) de (± 10 °C) HRC (± 10 °C) trempe d


Pour de plus fortes dimensions, cet acier est normalement livré à l’état trempé et revenu avec une dureté de 380 HB approximativement.

g Cette valeur s’applique seulement à de faibles dimensions.

f

e Cette nuance d’acier a une teneur en soufre 0,030 %.

d Milieu de trempe : O = huile. Les milieux habituels de trempe pour les outils sont l’air, le gaz ou le bain de sels.

c La dureté à l’état étiré à froid (+A+C) peut être supérieure de 20 HB à celle de l’état recuit (+A).

b Pour tous les aciers (sauf mention contraire), phosphore 0,030 % et soufre 0,020 %.

a Les éléments ne figurant pas dans ce tableau ne peuvent être ajoutés volontairement dans la composition de l’acier sans l’accord de l’acheteur, à l’exception de ceux destinés à l’élaboration de la coulée. Toutes les précautions doivent être prises pour éviter l’addition à partir des ferrailles et matières premières utilisées en production d’éléments susceptibles d’affecter la trempabilité, les caractéristiques mécaniques ainsi que l’aptitude à l’emploi de l’acier.

0,15 à 0,50

0,80 à 1,20

0,30 à 0,50

0,10 à 0,40

0,50 à 0,60

55NiCrMoV7 e

Si

C

Composition chimique a b en pourcentage par masse

Symbolique


Tableau 6.3 – Composition chimique, dureté à l’état recuit, température de trempe et dureté à l’état trempé et revenu des aciers à outils alliés pour travail à chaud, d’après la norme ISO/DIS 4957. 6 • Aciers d’outillage 6.3 Propriétés de mise en œuvre et d’usage

–

1,20 à 1,35

1,05 à 1,15

HS10-4-3-10

HS2-9-1-8

7,50 à 8,50

9,50 à 10,50

8,00 à 8,80

4,50 à 5,00

–

–

–

–

3,90 à 4,40

3,50 à 4,50

3,80 à 4,50

3,80 à 4,50

3,80 à 4,50

3,80 à 4,50

3,80 à 4,50

3,80 à 4,50

3,80 à 4,50

3,80 à 4,50

3,80 à 4,50

3,80 à 4,50

3,50 à 4,50

3,50 à 4,50

3,80 à 4,50

3,60 à 4,30

4,00 à 4,50

9,00 à 10,00

3,20 à 3,90

4,70 à 5,30

4,70 à 5,20

4,20 à 5,00

5,50 à 6,50

4,70 à 5,20

4,70 à 5,20

4,70 à 5,20

4,70 à 5,20

2,50 à 2,90

8,00 à 9,00

8,20 à 9,20

–

4,10 à 4,80

0,90 à 1,30

3,00 à 3,50

2,70 à 3,20

1,70 à 2,10

3,70 à 4,20

2,30 à 2,60

2,70 à 3,20

2,70 à 3,20

1,70 à 2,10

1,70 à 2,10

2,20 à 2,50

1,00 à 1,40

1,70 à 2,20

1,00 à 1,20

1,70 à 2,20

0,90 à 1,10

V

1,20 à 1,90

9,00 à 10,00

5,90 à 6,70

5,90 à 6,70

5,20 à 6,00

5,90 à 6,70

5,90 à 6,70

5,90 à 6,70

5,90 à 6,70

5,90 à 6,70

2,70 à 3,00

1,40 à 2,00

1,50 à 2,10

17,20 à 18,70

0,80 à 1,40

–

W

302 277

0,45 0,70

269

0,45

302

269

0,45 0,70

269

269

0,45 262

269

0,45 0,70

262

0,45

0,45

262 255

0,70 0,45

269 269

0,45 0,70

262 262

0,65 0,65

Si

Dureté (à l’état recuit) d +A maximal HB

1 190

1 230

1 180

1 210

1 210

1 200

1 180

1 200

1 210

1 220

1 190

1 190

1 200

1 260

1 180

1 120

65 66 66

550

64

560

560

64

560

560

64 64

560 560

64 64

560

64

560 560

63 62

560 560

63 64

560 560

60 63

560 560

Milieu Température Dureté Température de de revenu (°C) minimale de trempe HRC (± 10 °C) (°C) (± 10 °C) trempe e

Essai de trempabilité f

ALLIAGES FERREUX

a Les éléments ne figurant pas dans ce tableau ne peuvent être ajoutés volontairement dans la composition de l’acier sans l’accord de l’acheteur, à l’exception de ceux destinés à l’élaboration de la coulée. Toutes les précautions doivent être prises pour éviter l’addition à partir des ferrailles et matières premières utilisées en production d’éléments susceptibles d’affecter la trempabilité, les caractéristiques mécaniques ainsi que l’aptitude à l’emploi de l’acier. b Maximum 0,40 % Mn, sauf indication contraire. c Maximum 0,030 % P et Maximum 0,030 % S. d La dureté à l’état recuit et étiré à froid (+A+C) peut être supérieure de 50 HB à celle de l’état recuit ; la dureté à l’état recuit et laminé à froid (+A+CR) peut être supérieure de 70 HB à celle à l’état recuit (+A). e Pour l’essai de trempabilité de référence, soit l’huile, soit le bain de sels ; toutefois, en cas de désaccord, seulement l’huile. Les milieux habituels de trempe sont en pratique l’air, le gaz ou le bain de sels. f La dureté minimale spécifiée pour l’essai de trempabilité doit être mesurée sur une surface préparée conformément à la norme ISO 6508. La décarburation est évitée en se conformant aux règles de maintien en température pour les différents moyens de chauffage (voir 4.1.4.1, partie C-d). g On peut décider d’une fourchette de teneur en soufre de 0,060 % S à 0,150 % S au moment de l’appel d’offres et de la commande pour cette nuance d’acier. Dans ce cas, un maximum de 0,80 % Mn s’applique.

1,23 à 1,33

HS6-6-2

HS6-5-3-8

–

1,25 à 1,32

1,00 à 1,10

HS6-5-3C

1,25 à 140

1,15 à 1,25

HS6-5-3

0,87 à 0,95

–

0,86 à 0,94

HS6-5-4

–

0,80 à 0,88

HS6-5-2

HS6-5-2C g

HS6-5-2-5 g

–

0,77 à 0,87

0,95 à 1,03

HS1-8-1

HS3-3-2

–

–

0,73 à 0,83

0,95 à 1,05

HS2-9-2

–

HS18-0-1

0,77 à 0,85

0,85 à 0,95

HS0-4-1

HS1-4-2

Mo

Co

C

Symbolique

Cr

Composition chimique a, b, c en pourcentage par masse


Tableau 6.4 – Composition chimique, dureté à l’état recuit, température de trempe et dureté à l’état trempé et revenu des aciers rapides, d’après la norme ISO/DIS 4957. 6 • Aciers d’outillage 6.3 Propriétés de mise en œuvre et d’usage

B

263

6.3 Propriétés de mise en œuvre et


d’usage Tableau 6.5 – Désignation des aciers à outils non alliés pour travail à froid. Comparaison des normes ISO 4957, EN 10027 (Europe), JIS G 4401 (Japon) et ASTM A686 (États-Unis). Désignation des aciers conformément à ISO 4957-1999

EN10027-2-1992

C45U

1-1730

C70U

1-1620

SK7

C80U

1-1525

SK6

W1

SK5, SK4

W1

SK3

W2

SK2

W5

C90U C105U

1-1545

C120U

JIS G 4401-1983

ASTM A 686-1992

Tableau 6.6 – Désignation des aciers à outils alliés pour travail à froid. Comparaison des normes ISO 4957, EN 10027 (Europe), JIS G 4404 (Japon) et ASTM A681 (États-Unis). Désignation des aciers conformément à ISO 4957-1999

EN10027-2-1992

105V

JIS G 4404-1983 SKSK3

50WCrV6

S1

60WCrV8

1-2550

102Cr6

1-2067

21MnCr5

1-2162

L3

70MnMoCr8 90MnCrV8

A6 1-2842

O2

95MnWCr5

O1

X100CrMoV5

SKD12

A2

X153CrMoV12

1-2379

D2

X210Cr12

1-2080

D3

X210CrW12

1-2436

35CrMo7 40CrMnNiMo8-6-1

1-2312

45NiCrMo16

1-2767

X40Cr14 X38CrMo16

264

ASTM A 681-1992

1-2316



d’usage Tableau 6.7 – Désignation des aciers alliés à outils pour travail à chaud. Comparaison des normes ISO 4957, EN 10027 (Europe), JIS G 4404 (Japon) et ASTM A681 (États-Unis). Désignation des aciers conformément à EN10027-2-1992

JIS G 4404-1983

ASTM A 681-1992

55NiCrMoV7

1-2714

SKT4

32CrMoV12-28

1-2365

SKD7

H10

X37CrMoV5-1

1-2343

SKD6

H11

1-2344

SKD61

H13

X30WCrV9-3

SKD5

H21

X35CrWMoV5

SKD62

H12

38CrCoWV 18-17-17

SKD8

B ALLIAGES FERREUX

ISO 4957-1999

X38CrMoV5-3 X40CrMoV5-1 50CrMoV13-15

Tableau 6.8 – Désignation des aciers rapides. Comparaison des normes ISO 4957, EN 10027 (Europe), JIS G4403 (Japon) et ASTM A600 (États-Unis). Désignation des aciers conformément à ISO 4957-1999

EN10027-2-1992

JIS G 4403-1983

ASTM A 600-1992

SKH2

T1

SKH58

M7

HS 0-4-1 HS 1-4-2 HS 18-0-1 HS 2-9-2

1-3348

HS 1-8-1 HS 3-3-2

M1 1-3333

HS 6-5-2

SKH51

HS 6-5-2C

1-3343

HS 6-5-3

1-3344

M2 M2 High C

SKH53

M3 Class 2

HS 6-5-3C HS 6-6-2

SKH52

HS 6-5-4

SKH54

M4

1-3243

SKH55

M35

HS 10-4-3-10

1-3207

SkH57

HS 2-9-1-8

1-3247

SKH59

HS 6-5-2-5 HS 6-5-3-8

M42

265



d’usage Une étape importante vient d’être franchie dans ce domaine par l’usinage à grande vitesse (UGV) qui allie vitesse de coupe et avance élevées, d’où une augmentation sensible de la productivité tout en maintenant un état de surface très satisfaisant. À l’état recuit, l’usinabilité des aciers à outils est affectée par la teneur en carbone et en éléments carburigènes : chrome, tungstène, molybdène et vanadium. En effet, les carbures alliés constituent des éléments de renfort pour la résistance du matériau usiné à la déformation par cisaillement lors de la coupe. La structure optimale pour l’opération d’usinage correspond, pour les aciers à plus de 0,75 % C, à une répartition homogène de carbures globulisés et, pour les aciers à moins de 0,75 % C, à un mélange de perlite et de carbures globulisés obtenus par un contrôle du recuit. Le classement de l’usinabilité des aciers à outils à la suite d’essais réalisés avec des matériaux de coupe tout à fait classiques (carbures pour les opérations de tournage et de fraisage, aciers rapides pour les opérations de perçage) peut fournir un guide de l’utilisateur en vue d’une évolution potentielle du matériau de coupe selon l’acier usiné. Ce classement apparaît sur le tableau 6.9. L’influence néfaste des carbures alliés contenant les éléments chrome, tungstène, molybdène et vanadium sur l’aptitude à l’usinage des aciers à outils apparaît nettement. Pour illustrer d’une manière plus concrète ces conditions d’usinabilité à l’état recuit, le tableau 6.10 donne quelques valeurs des paramètres de coupe (avance, vitesse de coupe, géométrie d’outils) pour trois aciers différents : 45NiCrMo16 (45NCD16), X38CrMoV5 (Z38CDV5), X153CrMoV12 (Z160CDV12)1. Tableau 6.9 – Indices comparatifs de l’aptitude à l’usinage des aciers à outils à l’état recuit. Classe d’acier

Type d’acier

Désignation

HB

Indice

Aciers à outils au carbone

–

C80 à C105E2U C105E2UV1 C130E3U

160/200

100

Aciers à outils alliés pour travail à froid

au manganèse au silicium

90MnCrV8 51Si7 45SiCrMo6 45WCrV8 102Cr6 X100 CrMoV5 X153 CrMoV12

180/210 190/220

45/60 60/70

180/220 160/200 200/230 220/260

50/70 65/75 45/60 30/40

au tungstène au chrome

Aciers à outils pour travail à chaud

au chrome au tungstène

X37 CrMoV5-1 X30 WCrV9-3

190/230 210/240

60/70 45/55

Aciers à coupe rapide

au tungstène au tungstène/ molybdène surcarburés

HS18-0-1 HS6-5-2

220/260 210/240

40/50 40/50

HS6-5-4 HS12-1-5-5

220/260 240/280

35/40 25/30

1. Les désignations entre parenthèses sont celles de l’ancienne normalisation française.

266



d’usage Tableau 6.10 – Conditions d’usinage des aciers de forte trempabilité à l’état recuit, (600 à 800 MPa), 45NiCrMo16, X37CrMoV5-1, X153CrMoV12 (lubrification huile soluble). Document d’origine Creusot-Loire Industrie. Surfaçage avec outils en carbures (plaquettes amovibles)

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ALLIAGES FERREUX

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Copiage et finition avec outils en carbures (plaquettes amovibles)

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Perçage avec outils en aciers rapides

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Ces valeurs sont données simplement pour aider l’utilisateur à définir les conditions d’usinage des aciers à outils à l’état recuit. En ce qui concerne la conduite de l’opération d’usinage, il est bon de noter que, lorsqu’on se trouve en présence d’un outillage de forme complexe avec des épaisseurs de métal résiduel très variables, un usinage trop brutal peut engendrer des tensions superficielles non négligeables. La libération de ces tensions au cours du chauffage précédant la trempe peut être un facteur important de déformations aux traitements. Les outillages de mise en forme tels que les moules d’injection plastique [40CrMnMo8 (40CMD8) à 1 100 MPa, 55NiCrMoV7 (55NCDV7) à 1 300 MPa], les moules de verrerie (aciers à outils inoxydables à 1 100/1 500 MPa), les matrices de forge [55NiCrMoV7 à 1 350 MPa sur pilons, X37CrMoV5-1(Z38CDV5) à 1 500/1 800 MPa sur presses], les poinçons et matrices de découpe et d’emboutissage [X153CrMoV12 (Z160CDV12) et aciers rapides à des niveaux de résistance supérieurs à 1 700 MPa] s’usinent maintenant directement à l’état traité. En effet, une amélioration de la rigidité des machines a permis l’utilisation d’outils coupants avec une très haute résistance à l’usure et l’intégration de l’usinage à grande 267



d’usage Tableau 6.11 – Conditions d’usinage des aciers Inoxydables utilisés comme moules à l’état prétraité (Rm 1100 MPa) : X40Cr14 (Z40C14), X35 CrMo17.1 (Z35CD17.1), X60Cr14 (Z60C14). (lubrification huile soluble) – Document d’origine Creusot-Loire Industrie. Surfaçage avec outils en carbures (plaquettes amovibles)

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Copiage et finition avec outils en carbures (plaquettes amovibles)

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Perçage avec outils en aciers rapides

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vitesse. Les conditions d’usinage des aciers inoxydables utilisés dans la verrerie et la plasturgie sont données à titre indicatif dans le tableau 6.11. Dans le domaine des moules pour injection de plastique [40CrMnMo8 (40CMD8) traité pour un niveau de résistance de 1 150 MPa], l’introduction de l’usinage à grande vitesse a permis de faire des progrès substantiels en terme de réduction de coût par rapport à l’usinage conventionnel, grâce en particulier aux travaux du CETIM. Le bilan technico-économique comparé des différentes opérations (par rapport à une référence usinage conventionnel avec un pas de balayage élevé et une vitesse d’avance classique) a permis d’apporter les conclusions suivantes : – en usinage à grande vitesse, sens de travail aller et retour à pas réduit, le temps d’usinage est diminué de 30 % et le coût de 23 % par rapport à l’usinage conventionnel. L’intérêt de cette gamme apparaît nettement au niveau du polissage avec des temps et des coûts divisés par trois ; – au seul stade de l’usinage, la grande vitesse à pas conventionnel est séduisante en termes de temps et de coût, mais la durée de polissage, aussi importante qu’en usinage conventionnel, en diminue beaucoup les attraits ; – en usinage à grande vitesse, sens de travail aller et retour à pas réduit, qui semble constituer l’optimum technico-économique, l’utilisation d’outils en nitrure de bore cubique 268



d’usage (CBN) permet de réduire de 20 % supplémentaires le coût d’usinage avec un surcoût d’outils voisin de 15 %. Cela se traduit par une réduction globale du coût de réalisation des outillages d’injection de 43 % par rapport à l’usinage conventionnel. Dans le domaine des matrices de forge [acier X37 CrMoV5-1 (Z38CDV5) traité pour un niveau de résistance de 1 600 MPa], l’usinage à grande vitesse a permis de réaliser directement des pièces finies grâce à l’utilisation d’outils en CBN. Comme le montrent les courbes de la figure 6.6, le domaine d’utilisation privilégié de ce matériau de coupe est celui des aciers à outils traités jusqu’à des niveaux de résistance très importants.

B ALLIAGES FERREUX

Usinage non conventionnel Électroérosion Dans le cas d’aciers livrés à des niveaux de résistance supérieurs à 1 100 MPa, ou pour la réalisation d’outillages de forme complexe, des moyens d’usinage non conventionnels ont été développés, notamment dans le domaine de l’outil de mise en forme ; il s’agit de l’électroérosion. Ce procédé est un usinage par reproduction négative de la forme d’une électrode, car l’enlèvement de matière résulte des actions thermiques et dynamiques d’étincelles jaillissant entre la pièce usinée et l’électrode de l’outil (en cuivre ou en graphite).

Usure en dépouille maximale V bmax (mm)

Au cours de cette opération, l’apport thermique, important, se traduit par une fusion de la surface avec une vaporisation partielle.

0,30 0,25 Acier X37 Cr Mo V5-1 (Z38CDV5) à 1 600 MPa D = 6 mm

0,20 0,15 0,10 0,05 0 0

500

1 000

1 500

2 000 2 500 3 000 Surface usinée (cm 2 )

CW + TiCN à Vc = 250 m/min CW + TiCN à Vc = 150 m/min CBN à Vc = 500 m/min

Figure 6.6 – Comportement du CBN dans un acier traité pour 1 600 Mpa. Évolution de l’usure de l’outil en fonction de la surface usinée. D’après CETIM Information, 143, Avril 1995. 269



d’usage La structure ainsi obtenue est caractérisée par un enrichissement en carbone provenant du diélectrique et une retrempe du matériau sur des profondeurs qui peuvent atteindre plusieurs dizaines de micromètres pour donner des couches finement cristallisées de haute dureté avec une rugosité augmentée. Le taux d’élimination de matière suit une loi en racine carrée de l’énergie par pulse. Il est plus important d’un facteur compris entre 1,5 et 3 dans le cas d’électrodes en graphite par rapport à des électrodes en cuivre. La rugosité de surface est fonction de la racine cubique de l’énergie par pulse et elle est plus importante avec des électrodes en graphite (figure 6.7). Dans le cas de matériaux à forte teneur en chrome et carbone, ainsi que dans les aciers rapides, la couche obtenue en surface peut être relativement fragile et conduire, dans certains cas, à des fissurations, cela d’autant plus que le transport des constituants de l’électrode vers la surface usinée dépend très étroitement de l’énergie par pulse. L’usinage par électroérosion est couramment utilisé pour donner une rugosité contrôlée aux cylindres de laminage à froid. Les hauteurs de pics de cette rugosité augmentent et le nombre de pics par centimètre carré diminue avec l’augmentation de la densité de courant par pulse. Dans le cas des aciers à outils à forte teneur en chrome et des aciers à coupe rapide, le procédé d’obtention de rugosité par électroérosion peut entraîner un abaissement de la dureté superficielle par suite de l’augmentation du taux d’austénite résiduelle dans la zone affectée thermiquement. Une transformation de cette austénite par voie mécanique ou thermique permet de retrouver ou même de dépasser le niveau de dureté du cylindre non traité.

Ra (μm)

15

10

5

0 0

2

4

6 8 E 1/3 (mJ 1/3 ) pulse

Ra : rugosité définie par les norme EN 05-015 électrode de graphite électrode de cuivre

Figure 6.7 – Rugosité quadratique moyenne d’un acier X153CrMoV12 en fonction de la racine carrée de l’energie par pulse E. D’après Towlinson et Adkin, Surface Engineering (vol. 8, n° 4), 1992. 270



d’usage

Comparaison de l’UGV et de l’électroérosion Le CETIM a réalisé un bilan technico-économique comparé sur des moules pour injections de plastique en acier [40CrMnMo8 (40CMD8) Rm = 1 150 MPa] et sur des matrices de forge en acier [X37CrMoV5-1 (Z38CDV5) Rm = 1 6000 MPa]. Les tableaux 6.12 et 6.13 montrent que les résultats sont à l’avantage de l’usinage à grande vitesse. Tableau 6.12 – Temps et coûts de fabrication d’un moule d’injection plastique. Les coûts (*) sont sous-estimés (électrodes non reconditionnées). D’après CETIM Information n° 147, Février 1995.

ALLIAGES FERREUX

B

Usinage Électroérosion à grande vitesse Nombre de pièces Durée/pièce Coût/pièce Durée/pièce Coût/pièce (min) (F) (min) (F) 1

1 056

5 992

2 303

13 478

2

815

4 967

1 958

9 887

3

735

4 625

1 843

8 689

4

695

4 454

1 786

8 091 (*)

5

671

4 352

1 751

7 732 (*)

Tableau 6.13 – Temps et coûts de fabrication d’une matrice de forge. Les coûts (*) sont sous-estimés (électrodes non reconditionnées). D’après CETIM Information n° 147, février 1995. Usinage à grande vitesse

Électroérosion Nombre de pièces Durée/pièce Coût/pièce Durée/pièce Coût/pièce (min) (F) (min) (F) 1

725

4 424

1 725

9 530

2

545

3 791

1 425

6 793

3

485

3 580

1 325

5 880

4

455

3 474

1 275

5 424 (*)

5

437

3 411

1 245

5 150 (*)

Cette technologie d’usinage devient incontournable pour les outilleurs, mais seulement pour des pièces de géométrie relativement simple et dont la dureté n’est pas excessive. L’électroérosion restera encore longtemps imbattable dans la fabrication des pièces très complexes ou très dures, voire pour des matériaux très difficiles à usiner (aciers à outils à hautes teneurs en chrome et carbone, aciers rapides traités). 271



Usinage par électrochimie

Ce procédé consiste à reproduire la forme d’une électrode outil dans la pièce à usiner, pour des gravures de forme complexe et quel que soit le niveau de résistance de l’acier. Il y a dissolution électrochimique du métal avec obtention d’un bon état de surface à condition d’adapter à l’acier la nature de l’électrolyte, sa température, les conditions d’avance et les conditions électriques. La composition chimique de l’acier influe sur ces paramètres et notamment sur les conditions d’avance de l’électrode outil : les éléments d’alliage qui réduisent le plus l’aptitude à l’usinage par électrochimie sont le silicium, le chrome et le molybdène (formation de couches passives très résistantes). Les ségrégations d’éléments d’alliage que l’on peut avoir sur les blocs influent aussi défavorablement sur les conditions d’usinage, notamment dans le cas des aciers à outils fortement alliés.

Autres procédés d’usinage non conventionnels

C’est surtout dans l’obtention de rugosités superficielles que l’on trouve d’autres moyens d’usinage non conventionnel comme le laser et le faisceau d’électrons. Il s’agit dans les deux cas d’apporter, pendant un pulse donné, suffisamment d’énergie pour vaporiser le matériau et ainsi créer cette rugosité. La vaporisation de métal est facilitée par de basses pressions résiduelles dans le cas du faisceau d’électrons et par une oxydation contrôlée dans le cas du laser. Comme avec l’électroérosion, la couche superficielle est affectée par l’apport d’énergie. Ceci peut conduire à des augmentations de dureté sous réserve de bien adapter l’énergie par pulse à la nuance d’acier à outils considérée.

Aptitude à la rectification

L’aptitude à la rectification d’un acier à outil (voir tableau 6.14) dépend : – de sa composition chimique, – de sa microstructure, – de la taille et de la répartition des carbures, – du niveau de dureté. Les nuances les plus difficiles à rectifier sont les aciers rapides surcarburés dont les propriétés de résistance à l’usure par abrasion et adhésion sont connues. L’indice de meulabilité, rapport entre le volume du métal enlevé et l’abrasif utilisé, peut varier dans les proportions de 1 à 100 entre les nuances les plus faciles et les plus difficiles à rectifier. Le vanadium est l’élément d’alliage dont l’action néfaste sur l’aptitude à la rectification est la plus marquée et tous les aciers contenant plus de 1 % de cet élément sont difficiles à rectifier en raison de la présence de carbures du type MC, dont la dureté est voisine de celle des abrasifs utilisés. La figure 6.8 montre l’influence de la teneur en vanadium sur l’indice de meulabilité, pour un même niveau de dureté dans le cas d’aciers rapides contenant du molybdène ou du tungstène. Le chrome a également un effet défavorable sur l’aptitude au meulage de l’acier en raison de l’apparition des carbures M7C3 au-delà de 5 % Cr et 1 % C. La dureté de ces carbures est légèrement inférieure à celle des carbures de vanadium (2 000 HV pour M7C3 au lieu de 3 000 HV environ pour MC). Le soufre semble avoir un effet favorable sur l’aptitude à la rectification, en raison essentiellement de l’enrobage de certains carbures primaires par des inclusions de sulfures. Il en résulte que l’amélioration apportée par cet élément est plus importante lorsque l’acier contient plus de carbures du type MC ou M7C3 dans sa microstructure. 272



Tableau 6.14 – Aptitude au meulage des aciers à outils. D’après Techniques de l’Ingénieur, 10.

Faible

Moyenne

Bonne

Aciers Aciers rapides surcaburés à hautes teneurs en vanadium et cobalt : HS 2-9-1-8 ; HS 12-1-5-5 ; HS 10-4-3-10 ; HS 7-6-3-12 Aciers rapides à haute teneur en vanadium : HS 6-5-3 ; HS 6-5-4

B ALLIAGES FERREUX

Aptitude au meulage

Aciers lédeburitiques au chrome : X200Cr12 X153CrMoV12 ; Aciers à 5 % Cr : X100CrMoV5 Aciers rapides classiques : HS 6-5-2 ; HS 18-01, HS 2-9-2 Aciers au manganèse : 90 MnCrV8 Aciers au silicium : 51Si7 Aciers au carbone : C105E2Ua Aciers au tungstène : 45WCrV8 Aciers au chrome : 102Cr6

(a) Il s’agit de la famille des aciers C180 à C105E2U, C105E2UV1 et C120E3U.

Le niveau de dureté joue également. L’indice d’aptitude à la rectification d’un acier à outils décroît lorsque le niveau de dureté croît, mais cet abaissement est beaucoup plus sensible lorsque l’acier comprend dans sa microstructure une fraction importante de carbures MC ou M7C3. Le niveau de dureté influe également sur l’état de surface de l’outil après rectification. Pour un type d’abrasif donné, la rugosité de l’acier après rectification croît lorsque son niveau de dureté décroît. Le phénomène est plus prononcé sur les aciers à outils peu alliés que sur les aciers à outils très riches en éléments carburigènes. Ainsi, les aciers à outils à haute teneur en chrome et carbone [X100CrMo17 (Z100CD17), X153CrMoV12 (Z160CDV12)] et les aciers à coupe rapide classiques et surcarburés constituent les nuances les plus difficiles à rectifier. Il sera nécessaire, dans ce cas, d’adapter les abrasifs et le liant des meules pour permettre une élimination facile de ces derniers et éviter leur usure qui peut entraîner des échauffements superficiels avec des incidents du type tapure de rectification. Nous donnons à titre indicatif dans le tableau 6.15 quelques valeurs sur les conditions de rectification de nuances d’aciers à outils représentatives des principaux groupes. Ces valeurs correspondent aux vitesses de meule aux profondeurs de passe et à l’avance, ainsi qu’aux grades de meule utilisés. Pour les aciers qui contiennent beaucoup de carbures MC (aciers rapides surcarburés), l’utilisation de meules spéciales avec des abrasifs très résistants à l’usure et des liants résistants à la déformation permet d’améliorer la productivité de cette opération de finition. 273



Indice de meulabilité

d’usage

10 2

10

1 8 6 5 4 3 2

10 –1 0

1

aciers à 18 % W aciers à 14 % W

2

3 4 5 6 Teneur en vanadium (% de la masse) aciers à 6 % Mo aciers à 6 % W - 6 % Mo

Figure 6.8 – Influence du vanadium sur l’indice de meulabilité (aptitude à la rectification) des aciers à outils pour un niveau de dureté constant (64 à 65 HRC). D’après Techniques de l’Ingénieur, 10.

Signalons également que, pour ces aciers, une réduction de la taille et une amélioration de la répartition des carbures primaires constituent des facteurs importants de l’amélioration de l’aptitude à la rectification. C’est notamment le cas lorsque les aciers sont obtenus par métallurgie des poudres : les aciers rapides surcarburés obtenus par métallurgie des poudres ont des niveaux d’aptitude à la rectification voisins de ceux des aciers rapides classiques obtenus par métallurgie conventionnelle (lingot et transformation à chaud par forgeage et laminage). 274

28 à 33 15 à 20

15 à 20

15 à 20 15 à 20

< 50 > 50

55/60

62/63

64

Aciers à outils inoxydables, hors X100CrMo17

X100CrMo17 X153 CrMoV12

HS 6-5-2

HS 6-5-4

15 à 30

49/52

Nuances de hautes caractéristiques mécaniques X37CrMoV5-1 40NiCrMo16

28 à 33

Vitesse meule (m/s)

40/45

Dureté HRC

Nuances prétraitées 40CrMnMo8 55NiCrMoV7

Type d’acier

23 à 46

15 à 30

15 à 30

15 à 30 15 à 30

15 à 30

15 à 30

Vitesse table (m/min)

0,025

0,025

0,025

0,075 0,05

0,05

0,075

Ébauche

0,5 à 5,0 (max.1/12 largeur meule)

0,65 à 6,5

0,65 à 6,5

1,25 à 12,5 0,65 à 6,5



Avance transversale (mm)

ALLIAGES FERREUX

0,008

0,013

0,013

0,013 0,013

0,013

0,013

Finition

Profondeur de passe (mm)

A60GV

A80HV

A80HV

A46JV A46JV

A46IV

A46JV

Caractéristiques meule

Tableau 6.15 – Conditions de rectification plane des principales nuances d’aciers à outils utilisées dans les industries de la plasturgie et de la forge – Document établi à partir de données contenues dans la troisièmes édition du Machining Data Handbook, 1980.

6 • Aciers d’outillage 6.3 Propriétés de mise en œuvre et d’usage

B

275



d’usage

6.3.2 Propriétés d’usage

Dureté La dureté à la température ambiante constitue bien entendu la propriété d’usage la plus importante pour ce type de matériaux. Or, cette caractéristique dépend non seulement de l’analyse de la nuance correspondante, mais aussi très étroitement du traitement thermique, ce point a déjà été évoqué ci-dessus. Nous retiendrons toutefois que, pour les principales familles déjà définies, les domaines où peut se situer le niveau de dureté sont respectivement les suivants : – Aciers d’outillage à froid : • classe 1 : 60 à 61 HRC, • classe 2 : 55 à 60 HRC. – Aciers d’outillage à chaud, classe 3 : 40 à 56 HRC. – Aciers rapides, classe 4 : • ordinaires : 63 à 65 HRC, • surcarburés : 65 à 68 HRC.

Ténacité

La ténacité d’un acier à outils traduit l’ensemble de deux propriétés : la possibilité de se déformer plastiquement avant rupture, c’est-à-dire la ductilité, et la résistance à la déformation plastique. La seconde propriété est certainement la plus importante sur le plan pratique, mais la première doit être prise en considération car souvent, dans les outillages, le niveau de contraintes peut dépasser la limite d’élasticité, c’est le cas, par exemple, en fond de gravure des matrices de forge et d’estampage, ou au voisinage de l’arête de coupe d’un outil. Plusieurs essais peuvent être mis en œuvre pour caractériser la ténacité d’un acier à outil.

Essai de flexion statique Énergie de rupture (daJ/cm 2 )

Cet essai est bien adapté aux nuances très dures comme les aciers très résistants à l’usure de la classe 2 et les aciers rapides ; la figure 6.9 situe dans un diagramme énergie

8 Aciers à outils de travail à froid

7

X100 Cr Mo V5 (Z100CDV5)

6 5

Aciers rapides X153 Cr Mo V12 (Z160CDV12)

4

S 6-5-2 3 X200 Cr12 (Z200C12) 2 S 6-5-4

1 0 57

58

59

60

61

62

63

64

65 66 67 Dureté Rockwell C

Figure 6.9 – Énergie de rupture par flexion statique de quelques aciers utilisés pour le travail à froid – D’après Techniques de l’Ingénieur, 10, 1979. 276



d’usage de rupture/dureté les deux classes de matériaux, et montre l’intérêt des aciers rapides par rapport aux aciers d’outillage à froid. Essai de flexion statique sur barreau lisse Dans le cas des aciers durs et fragiles qui sont très sensibles à l’entaille et peu sensibles à la vitesse de sollicitation mécanique, un essai de caractérisation de la ténacité tout à fait sélectif est l’essai de flexion statique sur barreau lisse. Cet essai est pratiqué sur une machine de traction avec deux points d’appui pour avoir un moment constant dans la partie centrale de l’éprouvette et la caractérisation de la ténacité se fait au moyen du critère d’énergie de rupture correspondant à l’aire sous la courbe d’enregistrement de la flèche en fonction de la charge appliquée.

B ALLIAGES FERREUX

Essai de flexion par choc L’essai de flexion par choc sur éprouvette à entaille avec le plus fort rayon de courbure – type Charpy C, r = 12,5 mm –, ou sur éprouvette de résilience classique – KCU ou Charpy V – est bien adapté, dans le premier cas aux aciers tenaces de la classe 2 et dans le second cas aux aciers de la classe 3. Les figures 6.10 et 6.11 illustrent l’évolution de l’énergie de rupture en fonction de la température de revenu des principaux aciers d’outillage à froid de la classe 2, et des aciers d’outillage à chaud de la classe 3 les plus classiques.

Essai de résistance à la propagation brutale de fissures aiguës créées par fatigue mécanique (K1c)

Cet essai est peu sensible à la répartition de la phase carbure en raison des différences de taille entre cette phase carbure et le fond d’une fissure de fatigue ; par contre, il est très sensible à la structure de trempe – présence de bainite et d’austénite résiduelle – et subit, à titre indicatif un facteur de réduction de 2 pour des aciers de la classe 3 dont la structure de trempe contient 40 % de bainite.

Énergie de rupture par flexion par chocs (J/cm 2 )

En conclusion, la ténacité des aciers à outils est le résultat des deux propriétés distinctes suivantes :

60 55 W Cr 20 (55WC20)

50 40

51 Si7 30 X100 Cr Mo V5 (Z100CDV5) 20 10 90 Mn W Cr V5 (90MWCV5) 0 0

100

200

300

400

500 600 700 Température de revenu (°C)

Figure 6.10 – Énergie de rupture par flexion-chocs, en fonction de la température de revenu, des aciers alliés pour le travail à froid – D’après Techniques de l’Ingénieur, 10, 1979. 277



KCU (daJ/cm 2 )

d’usage

12 10 8

40 Cr Mo V13 (40CDV13) 55 Ni Cr Mo V4 (55CNDV4)

6 4 55 Ni Cr Mo V7 (55NCDV7) 2 X37 Cr Mo V5-1 ( Z38CDV5) 20 Mo Ni 34-13 (20DN34-13) 0 0

100

200

300

400

500 600 700 Température de revenu (°C)

Figure 6.11 – Résilience, en fonction de la température de revenu, des aciers d’outillage à chaud – D’après Techniques de l’Ingénieur, 10, 1979.

– la résistance à l’amorçage des fissures, qui dépend très étroitement de la nature et de la répartition de la phase carbure, et qui peut être facilement mesurée par l’essai de flexion statique ou l’essai de flexion par choc ; – la résistance à la propagation des fissures qui dépend plutôt de la microstructure de la matrice et qui semble peu liée à la phase carbure ; elle est directement atteinte par la mesure du critère K1c.

Dureté à chaud, résistance au fluage Les différentes catégories d’aciers à outils peuvent être classées en fonction de leur dureté à chaud, ainsi que le montre la figure 6.12. La distinction est nette entre les aciers d’outillage de la classe 2, caractérisés par une forte dureté à température ambiante et une diminution importante de cette dureté avec l’accroissement de la température, et les aciers des classes 3 et 4, caractérisés par une bonne dureté jusqu’aux températures voisines de 500 °C. La limite d’élasticité à chaud et la résistance au fluage sont les deux facteurs les plus influents sur la résistance à la déformation plastique due à la fatigue thermique. Les propriétés de résistance au fluage permettent de situer les aciers à outils alliés de structure martensitique par rapport aux aciers inoxydables de structure austénitique et aux superalliages. Les courbes de la figure 6.13 montrent que les aciers à outils les plus alliés ne peuvent pas être utilisés sans risques de déformation, ou de fissuration rapide par fatigue thermique, au-delà de 600 °C.

Résistance à l’usure La résistance à l’usure d’un outil au moment de la coupe ou de la mise en forme est un phénomène difficile à analyser d’une manière globale car la dégradation de surface par usure est le résultat de plusieurs phénomènes tels que : 278



d’usage

69

900

A

67

800

B

64

700

Dureté Rockwell C

Dureté Vickers

1 000

B

60

600

ALLIAGES FERREUX

C 55 D

500

49

E 400

41

300

30

200

11

100

0

0

100

A : aciers B : aciers C : aciers D : aciers

200

300

400

rapides surcarburés

500 600 700 800 Température d’essai (°C)

rapides classiques d’outillage à froid d’outillage à chaud - au tungstène ou au molybdène

E : aciers d’outillage à chaud - au chrome • Tiré de Techniques de l’Ingénieur, 10, 1979.

Figure 6.12 – Dureté, en fonction de la température d’essai, des principales catégories d’aciers à outils. D’après Techniques de l’Ingénieur, 10, 1979.

– l’abrasion : pénétration de particules dures ; – l’adhésion : soudage des aspérités des surfaces antagonistes ; – la diffusion : phénomène observé dans la coupe par des conditions de travail entraînant un fort échauffement ; – l’égrènement et le micro-écaillage ; résultat de la propagation de fissures amorcées en surface par un processus de fatigue. 279



Contrainte conduisant à 0,5 % d’allongement en 100 h (MPa)

d’usage

800

600

400

200

0 400

500

600

700 Température d’essai (°C)

55 Ni Cr Mo V7 (55 NCDV7) (R m = 1 350 MPa) X37 Cr Mo V5-1 (Z38 CDV5) (R m = 1 450 MPa) 32 Mo Cr V28 (32 DCV 28) (R m = 1 460 MPa) X6 Ni Cr Ti Mo V25-15 (Z6 NCTDV25-15) (R m = 1 000 MPa) Ni Cr 20KTA (NC20 KTA) (R m = 1 200 MPa) (cette nuance correspond à l’appellation commerciale Nimonic 90).

Figure 6.13 – Résistance au fluage de quelques aciers d’outillage à chaud, comparativement aux aciers austénitiques et aux superalliages. D’après Techniques de l’Ingénieur, 10, 1979.

Principaux mécanismes d’usure d’un outil • L’usure par adhésion est souvent décrite comme un processus sévère qui est généralement le point de départ d’un mécanisme de dégradation de deux surfaces frottantes l’une contre l’autre. Il y a adhésion locale à l’échelle atomique entre les deux surfaces, création de ponts comme dans le frittage et rupture de ces ponts, qui se traduit par la formation de débris d’usure ou d’un transfert. • L’usure par abrasion provient de la pénétration et du déplacement de matière liés à un corps étranger, qui peut être soit une particule abrasive provenant de l’acier usiné, soit un débris d’usure d’origine adhésive. À la différence de l’usure par adhésion, il s’agit d’un processus pratiquement constant en fonction du temps. • L’usure par diffusion peut avoir lieu dans des conditions de travail sévères lorsque la température de l’outil s’élève fortement : cas de la coupe. La soudure du copeau à l’outil a pour conséquence la formation d’une couche limite qui facilite la diffusion des éléments métalliques et du carbone de l’outil vers le matériau usiné. • L’usure par égrènement est le résultat d’une fissuration dans les zones de l’outil les plus sollicitées et d’une propagation des fissures par un phénomène de fatigue. Ce mode d’usure intervient dans le cas de cyclage de contraintes avec choc ou grande vitesse de sollicitation, et est en relation directe avec la ténacité de l’acier.

D’une manière générale, la résistance à l’usure d’un acier à outils sera d’autant plus forte que le niveau de dureté sera plus élevé, la taille de grain plus fine, le taux d’austénité 280



d’usage

3 000

MC MC M M77C C3

B

2 500

2 000

ALLIAGES FERREUX

Microdureté HV 0,02

résiduelle plus faible et que, pour un niveau de dureté donné, la quantité de carbures sera plus importante, avec un classement de ces carbures dans l’ordre décroissant de dureté comme le montre la figure 6.14.

M2 C M 2C

1 500

M M66C C M23C6 M 23 C 6

1 000

FE FE33C C Martensite Martensite

500

0

Figure 6.14 – Microduretés comparées des carbures contenus dans les aciers à outils. D’après Techniques de l’Ingénieur, 10, 1979.

Pour une structure et un niveau de dureté donnés, la résistance à l’usure d’un acier à outil peut être appréciée d’une manière approximative à partir de sa composition chimique par le tungstène équivalent : W = ( % W) + 2 ( % Mo) + 4 ( % V) + 0,5 ( % Cr).

6.3.3 Traitements et revêtements de surface Dans le domaine des aciers à outils, les traitements superficiels ont avant tout pour objectif d’améliorer la résistance au frottement et à l’usure, éventuellement en milieu agressif, ainsi que la tenue à la fatigue mécanique, à la fatigue de surface ou à la fatigue thermique. Dans le domaine de l’usinage, ces traitements ont en plus pour objectif de constituer une barrière pour limiter le mode de dégradation par diffusion, déterminant à haute vitesse de coupe. Les grandes familles de traitements utilisées sont les suivantes : – les traitements thermiques de surface, notamment le traitement par induction, et le traitement par laser ou faisceau d’électrons ; 281



d’usage – les traitements thermochimiques, comme la nitruration ou la nitrocarburation, la cémentation et l’oxydation ; – les dépôts par voie sèche (PVD, CVD, PACVD) et les dépôts par voie liquide (revêtement électrolytique de chrome surtout) ; – les traitements duplex qui combinent un traitement thermochimique de nitruration et un revêtement dur réalisé par voie liquide ou par voie sèche ; – le rechargement par soudure d’alliages base Fe, Ni ou Co avec les moyens classiques d’apport d’énergie (arc manuel, TIG, MIG, plasma à arc transféré, laser...).

Traitement thermique superficiel C’est le traitement par induction qui est de loin le plus utilisé avec l’emploi de la haute (100 kHz), moyenne (3 à 10 kHz) ou éventuellement basse fréquence (50 à 250 Hz). Depuis une dizaine d’années se développent les techniques de traitement superficiel par faisceau d’énergie (laser et faisceau d’électrons).

Traitement superficiel par induction Ce traitement permet de développer dans la couche superficielle des pièces à traiter des densités de puissance atteignant plusieurs milliers de watt par centimètres carrés (à titre de comparaison, on a 25 W/cm2 avec le chauffage par rayonnement). La profondeur de métal affecté dépend de la fréquence f, de la perméabilité µ du matériau, ainsi que de sa conductivité massique σ. La relation qui lie ces paramètres est la suivante : A δ = ---------------------( fμσ ) 0, 5 où A est une constante dans laquelle intervient la puissance spécifique de l’installation. À titre d’exemple, pour une gamme étendue d’aciers à outils peu alliés, susceptibles d’être traités par induction, avec un temps de chauffage de l’ordre de 1,2 s et une densité de puissance de 1 kW/cm2, la température atteinte est voisine de 1 000 °C et la profondeur échauffée voisine du millimètre. Dans les conditions d’échauffement relativement rapides imposées par le procédé d’induction, l’homogénéité souhaitable de la solution solide austénitique va dépendre très étroitement de la répartition du carbone dans le réseau initial, c’est-à-dire de la structure métallurgique du matériau à traiter. C’est ainsi qu’une structure initiale trempée revenue ou normalisée sera plus favorable qu’une structure recuite et, dans ce dernier cas, une structure globulisée sera la plus défavorable en raison de la difficulté de remise en solution des carbures sphéroïdisés. Le but de ce traitement est d’induire, en surface des aciers à outils, des couches de haute dureté et des contraintes de compression pour améliorer : – la résistance au frottement, – à l’usure, – à la fatigue de surface. Il s’agit en général du renforcement localisé de pièces de géométrie complexe, ou du renforcement total de la surface par un traitement au défilé. Les aciers les plus utilisés pour ce type de traitement sont les aciers de la classe 1 dont la teneur en carbone est inférieure à 0,7 % : C45u et C70u, ainsi que certains aciers peu alliés de la classe 2 : 51Si7 et 42CrMo. Dans le domaine des aciers à outils alliés, dont la teneur en carbone est supérieure à 0,7 %, il est possible d’effectuer des traitements de trempe par induction en augmen282



tant l’épaisseur des couches échauffées pour diminuer le gradient de dureté dans la zone de transition. Cette opération peut être réalisée en utilisant la basse fréquence (50 à 250 Hz) et en effectuant le chauffage soit en plusieurs passes successives, soit par un inducteur double avec deux gammes de fréquences pour assurer tout d’abord le préchauffage, puis le chauffage proprement dit avant trempe.

Traitement superficiel par faisceau d’énergie

B ALLIAGES FERREUX

Dans le domaine du traitement superficiel, les nouvelles sources à haute densité d’énergie telles que laser ou faisceau d’électrons se développent de plus en plus, car elles permettent d’assurer des renforcements extrêmement localisés, donc de réduire les variations dimensionnelles provoquées par les traitements thermiques ou thermochimiques classiques. Dans les deux cas, la trempe est faite par simple conduction thermique dans le substrat métallique en raison des grandes vitesses de défilement. Le traitement par laser nécessite une préparation de surface (sablage, phosphatation, pulvérisation de graphite) pour améliorer le couplage laser matière. Dans le cas du simple durcissement superficiel, les conditions optimales de traitement se situent à des niveaux de densité d’énergie compris entre 3 000 et 6 000 J/cm2, c’està-dire pour des densités de puissance comprises entre 103 et 104 W/cm2 et pour des durées d’interaction situées entre 10 –2 s et quelques secondes. Les profondeurs durcies dans ces conditions peuvent être supérieures au millimètre avec des duretés superficielles comprises entre 600 et 1 000 HV0,2 selon les nuances et la microstructure initiale. Une structure initiale trempée revenue ou normalisée est à rechercher en raison de la finesse des carbures précipités. Dans le cas de la refusion superficielle, bien adaptée aux aciers à outils lédeburitiques, il est possible d’obtenir avec des vitesses de refroidissement comprises entre 103 et 104 K/s des structures de resolidification très fines, caractérisées par des espaces interdendritiques de 2 à 5 mm et des réductions d’eutectiques de 50 %. Après revenu, les niveaux de dureté atteignent 1 000 HV0,2 avec des structures au moins égales, sinon plus fines, que celles que l’on obtient par métallurgie des poudres. Les densités de puissance sont alors comprises entre 104 et 106 W/cm2 et les durées d’interaction entre 10– 3 et 10–1 s. Ces structures ont été mises à profit pour améliorer la durée de vie d’outils de coupe d’un facteur trois pour le tournage d’aciers alliés à des vitesses de coupe comprises entre 18 et 25 m/min ou pour améliorer les vitesses de coupe de 50 %, notamment dans le cas d’outils de fraisage en acier HS 2-10-1-8, pour l’usinage d’acier 30CrMoV6 (30CDV6) traité pour Rm = 900 MPa.

Traitement thermochimique de surface Cémentation, carbonitruration

Pour les aciers à outils réputés fragiles, la cémentation ou la carbonitruration ne sont retenues que dans des cas tout à fait particuliers : – aciers d’outillage à chaud utilisés pour les moules, – aciers de travail à froid résistant aux chocs, afin d’assurer à la surface de l’outil une très grande résistance à l’usure. 283



Le traitement de cémentation est réalisé à des températures comprises entre 900 et 1 050 °C, avec des durées de 1 à 7 heures selon la profondeur recherchée, quelques dixièmes de millimètre pour les outils soumis à des chocs mécaniques, 1 mm pour les outils soumis à l’usure. Pour conserver des caractéristiques de ténacité suffisantes, la teneur superficielle en carbone est limitée à 0,6-0,9 % ; une surcarburation conduirait à la formation d’austénite résiduelle et à une précipitation de carbures sur les joints de grains. Dans le domaine des aciers d’outillage à chaud contenant du chrome, les traitements de cémentation sous pression réduite, avec ou sans assistance d’une décharge électrique, permettent d’obtenir une surcarburation superficielle sur une centaine de micromètres à condition que la teneur en chrome soit supérieure à 3 %. Cette augmentation de la quantité de carbures dans une matrice durcie par le traitement thermique ultérieur de trempe et revenu permet d’augmenter substantiellement la résistance à l’usure de l’acier (notamment l’usure par abrasion). Les durées successives d’apport de carbone et de diffusion sont réglées pour avoir une répartition homogène de carbures de chrome sans précipités aux joints des grains qui sont source de fragilité.

Nitruration Comparativement à la cémentation, la nitruration est employée très couramment dans la plupart des aciers à outils des classes 2, 3 et 4 qui présentent un durcissement secondaire vers 550 °C. En effet, ce traitement peut être utilisé comme dernier traitement de revenu et n’entraîne pas de problèmes majeurs de déformation. La dureté moyenne de la couche nitrurée est d’autant plus forte, et son épaisseur d’autant plus faible, que la teneur en éléments d’alliage comme le chrome, le molybdène et le vanadium de l’acier à outils est élevée. À titre d’exemple, les courbes de la figure 6.15 donnent quelques cinétiques de croissance de couches nitrurées et les profils de microdureté HV0,1 obtenus sur un certain nombre d’aciers à outils à la température de 570 °C dans le cas d’un traitement en bain de sel. Pour éviter l’abaissement des caractéristiques mécaniques du substrat, il faut adapter la température de nitruration à celle du dernier revenu de l’acier à outils et respecter entre les deux un décalage d’au moins 30 °C. Cela est possible pour les traitements de nitruration classiques réalisés en atmosphère gazeuse, avec ou sans assistance d’un plasma, à des températures comprises entre 480 et 560 °C. Par contre, le choix est plus limité dans le cas d’un traitement de nitrocarburation où il est recherché une couche superficielle de carboniture ε, car dans ce cas, la température doit être voisine de 570 °C. Dans le cas des aciers d’outillage à chaud qui subissent des revenus à des températures relativement élevées, de 570 à 640 °C, il est possible d’obtenir des épaisseurs de couches nitrurées comprises entre 0,1 et 0,5 mm. Des duretés superficielles élevées (HV0,1 > 1 000) et des épaisseurs de couches nitrurées relativement faibles (< 150 µm) assurent une meilleure résistance à la fatigue mécanique et thermique. Par contre, des couches plus épaisses (entre 300 et 500 µm) conduisent à une bonne résistance à l’usure à chaud et au fluage. Dans le domaine de la forge où la couche nitrurée doit répondre aux deux critères suivants : – dureté élevée à la température de travail, – épaisseur suffisante compte tenu de la pénétration thermique pour éviter la plastification du métal de base ; 284



0,6 42 Cr Mo 4 0,5 0,4 r iC

Mo

V7

N 5-1 55 oV rM C X37 r V9 WC X30 o V12 Cr M X153 40 Cr 14 X

0,3 0,2 0,1

B ALLIAGES FERREUX

Épaisseur de la couche de diffusion (mm)

d’usage

0 1

0

2

3

4

Microdureté HV 0,1

Cinétique de croissance des couches à 570 °C

Temps (h)

1200 1000 800 X153 Cr Mo V12 600 X 37 Cr Mo V5-1 400

55 Ni Cr Mo V7 42 Cr Mo 4

200 0 0

0,1

0,2

0,3

0,4 0,5 Distance à la surface (mm)

Profils de microdureté HV 0,1 obtenus après un maintien de 2 h à 570 °C

Figure 6.15 – Aptitude à la nitruration d’un certain nombre d’aciers à outils traités en bain de sel. La cinétique de croissance des couches nitrurées, régie par la diffusion de l’azote, obéit à une loi du type e = (Dt)0,5 avec t : durée du traitement et D : coefficient de diffusion de l’azote dans l’acier. D’après Techniques de l’ingénieur, document M 1135,10.

le choix du traitement de nitruration est lié à deux paramètres : – température du matériau à mettre en forme, – temps de contact métal outil. La nitruration est très largement utilisée sur presses mécaniques et hydrauliques pour des températures de surface d’outils allant de 500 à 700 °C. 285



Dans le cas des aciers d’outillage à froid les plus alliés, on peut augmenter sensiblement la résistance au frottement et à l’usure au moyen de couches nitrurées de faible épaisseur (100 µm) et de haute dureté superficielle (HV0,1 > 1 000). Le traitement doit être limité en température à 520 °C et pour des maintiens de courte durée afin de ne pas affecter la dureté et la ténacité de l’acier de base. Dans le cas des aciers rapides, il est possible d’obtenir des couches nitrurées de très haute dureté (HV0,1 strictement supérieur à 1 100), mais il faut limiter l’épaisseur de ces couches à des valeurs comprises entre 10 et 50 µm et éviter la formation d’une couche de combinaison nécessairement fragile. Selon le mode de travail de l’outil, coupe ou mise en forme, on recherche des épaisseurs se situant respectivement au minimum ou au maximum de la fourchette précédemment indiquée. On trouvera des applications de cette filière de traitement sur aciers à outils dans de nombreux domaines de l’industrie : – mécanique : outillages de forge et d’extrusion à chaud sur acier X37CrMoV5-1, travail des métaux en feuilles sur acier X153CrMoV12, – plasturgie : vis et fourreaux d’extrusion en aciers 40CrMoV12 et 40CrAlMo6-12, – métallurgie : pièces d’usure diverses dans la transformation à chaud et à froid des alliages ferreux et non ferreux.

Oxydation

Le traitement d’oxydation comprend deux variantes : – l’oxydation seule ; – et l’oxynitruration. L’oxydation seule est pratiquée notamment dans les outils de coupe pour obtenir une pellicule superficielle de Fe3O4 qui abaisse le coefficient de frottement entre le copeau et l’outil. Cette opération se fait notamment sur des forets pour le perçage des métaux. Le traitement d’oxynitruration est fait essentiellement dans le but d’améliorer la tenue à la corrosion des couches nitrurées. Ce traitement peut être réalisé : – par la voie liquide, avec des bains à base de nitrates et d’hydroxydes alcalins contenant des activateurs d’oxydation comme des bichromates ou permanganates ; – ou par la voie gazeuse, avec des atmosphères d’ammoniac, d’azote et des mélanges oxydants contenant O2, CO2, N2O. Dans ce dernier cas, il est possible d’utiliser des pressions réduites avec l’assistance d’un plasma. La structure oxynitrurée est constituée par une couche de diffusion d’azote et une couche de combinaison de nitrures de fer avec, en surface, une couche d’oxyde Fe3O4 ayant à la fois des propriétés antigrippantes et une résistance convenable à la corrosion. Par ailleurs, le renforcement du substrat évite l’éclatement de la couche d’oxyde par enfoncement.

Dépôts chimiques en phase vapeur (CVD)

Il existe deux types de procédés, les procédés statiques et les procédés dynamiques. Ce sont les procédés dynamiques qui sont le plus utilisés dans le domaine de l’outillage. Les réactions de déposition de la phase vapeur par réduction de composés halogénés sont facilitées par un abaissement de la pression. La maîtrise des écoulements gazeux sous basse pression pour assurer des dépôts réguliers est l’une des difficultés du procédé. Aussi est-il plus facile d’obtenir des résultats fiables sur des séries de petites pièces que sur des géométries complexes avec des substrats de grande longueur. Une optimisation de ces écoulements pour obtenir en particulier un régime laminaire au contact des surfaces des substrats peut être réalisée par simulation numérique au moyen 286



d’usage de logiciels spécifiques. Par ailleurs, les températures de traitement (900 à 1050°C) nécessitent un traitement complet de trempe et revenu après la réalisation du dépôt. C’est pourquoi cette technique s’est développée pour la réalisation d’outils de forme simple, en général axisymétrique, tels que les outils de découpe ou d’extrusion et certains moules de coulée sous pression. Les revêtements réalisés sont constitués par l’ensemble TiC-TiCN-TiN sur une épaisseur globale comprise entre 5 et 10 µm. Les aciers le plus utilisés pour ce type de dépôt sont l’acier X37CrMoV5-1 pour le travail à chaud et l’acier X153CrMoV12 pour le travail à froid. Il faut également signaler l’ensemble Al2O3-TiN-TiC sur acier à coupe rapide pour des opérations d’usinage en utilisant plusieurs propriétés spécifiques : le pouvoir réfractaire de Al2O3, l’effet barrière à la diffusion des éléments du copeau vers l’outil de TiN, le tout sur un revêtement de TiC de haute dureté.

ALLIAGES FERREUX

B

Le problème posé par la réalisation de ces dépôts à haute température est celui des déformations au traitement thermique qui suit le dépôt. Ces dernières peuvent être minimisées par un traitement préliminaire de l’outillage consistant en une stabilisation aux environs de 900 °C suivie par un revenu vers 700 °C.

Dépôts physiques en phase vapeur (PVD) et chimiques assistés par plasma (PACVD)

Ces dépôts sont réalisés à des températures comprises entre 400 et 600 °C. Il est possible de les envisager sur des aciers à outils qui présentent un durcissement secondaire dans ce domaine de température. Ils sont essentiellement utilisés pour améliorer les fonctionnalités de résistance au frottement et à l’usure, pour satisfaire les besoins de l’industrie mécanique. Dans le domaine de l’outillage (outils de coupe et de découpe), ces dépôts présentent une alternative intéressante aux dépôts CVD classiques réalisés à beaucoup plus haute température. Le tableau 6.16 donne les principales propriétés des couches réalisées. Tableau 6.16 – Principales caractéristiques des dépôts réalisés par techniques PVD, PACVD. Revêtement

TiN

(Ti,Al)N

TiCN

CrN

DLC

jaune doré

noir

violet

argent

noir

2 300 à 2 500

2500 à 3200

3000 à 3400

1800 à 3200

3500 à 5000

Résistance oxydation (°C)

400

800

300

600

400

Température élaboration (°C)

250 à 400

450

450

600

200 à 400

Épaisseur (µm)

2à5

2à5

2à6

3à8

1à4

1,0

0,2 à 1,0

0,2 à 1,0

0,6 à 1,0

0,1 à 0,2

60 à 80

30 à 50

50 à 70

40 à 50

10 à 30

0,55 à 0,65

0,50 à 0,60

0,45

0,40 à 0,55

0,05 à 0,07

Couleur Dureté (HV)

Ductilité (%)Flexion 4 pts Charge critique (N) sur acier 60HRC Frottement à sec sur 102Cr6

287



Ce tableau illustre les domaines d’utilisation des différents types de dépôts proposés : – le revêtement de (Ti,Al)N est celui qui résiste le mieux à l’oxydation ; il sera donc utilisé dans des conditions sévères sur le plan thermique, par exemple l’usinage d’aciers difficiles comme les aciers inoxydables ou les alliages de titane ; – le revêtement de TiCN présente de bonnes propriétés de dureté, avec une assez bonne ductilité ; il sera donc utilisé sous de fortes sollicitations mécaniques, par exemple dans l’usinage des thermodurs, des bronzes et des laitons, ainsi que des aciers ; – le revêtement de CrN a une assez bonne ductilité, ainsi qu’une bonne résistance à l’oxydation ; il sera donc utilisé dans l’industrie de la plasturgie, dans la fonderie sous pression des alliages de zinc, ainsi que dans l’usinage et la découpe des alliages de cuivre. Traitements duplex et multicouches : Les dépôts PVD et PACVD posent un double problème : leur haut niveau de dureté et la présence de contraintes résiduelles de compression qui, lorsque la surface est soumise à de fortes charges d’application, contribuent à l’écaillage du revêtement. Ainsi, il est la plupart du temps nécessaire de limiter l’épaisseur des dépôts à quelques µm ( 1 mm

Presses mécaniques

moyenne < 1mm

Pilons

faible < 0,30 mm

ALLIAGES FERREUX

B

rechargement (superalliages)

nitruration ou équivalent

dépôts durs minces

faible < 500 °C

dépôts durs minces stables à chaud

dépôts durs minces très stables à chaud

moyenne de 500 à 700 °C

élevée < 700 °C

Température superficielle

Figure 6.16 – Choix des traitements ou revêtements superficiels sur outillages de forge en fonction des sollicitations thermiques de l’outil. D’après CETIM informations n° 141. 291



ficielles les plus élevées, lorsque les propriétés de tenue à chaud obtenues par nitruration deviennent insuffisantes. Dans le domaine des outils de mise en forme à froid, les substrats seront des aciers à moyen carbone peu alliés du type 42CrMo4 (42CD4) et les matériaux de rechargement seront des aciers à coupe rapide (HS 6-5-2 et HS 6-5-4), des alliages à haute teneur en carbone et en chrome (pouvant aller jusqu’aux fontes blanches), ainsi que des alliages base nickel avec addition de bore et de silicium (alliages dits « autofusibles » raison de la présence d’eutectiques qui abaissent leur point de fusion). Dans ce cas, l’opération de rechargement nécessite quelques précautions au niveau du préchauffage et du postchauffage pour éviter la fissuration des dépôts. De nombreuses applications existent dans l’industrie sidérurgique (cylindres de laminoirs, galets d’étirage), dans le domaine des outils de forage et d’extrusion, ainsi que dans l’industrie verrière.

Compaction isostatique à chaud

La réalisation de revêtements par compaction isostatique à chaud peut constituer une solution intéressante, techniquement et économiquement, pour certaines applications dans le domaine de l’outillage. La connaissance des contraintes d’usage de l’outil permet d’optimiser l’épaisseur du revêtement à réaliser (2 à 10 mm). Les matériaux de renfort sont les mêmes que ceux que l’on utilise pour le rechargement PTA ou laser (alliages base Fe, Ni ou Co). Parmi les exemples d’utilisation de cette technique dans le domaine de l’outillage, on peut citer les cylindres et galets de laminoirs, les paliers, les filières d’extrusion à chaud, les pièces d’usure pour presses à injecter, les corps et vis d’extrudeuses, les organes de broyeurs et de malaxeurs.

6.3.4 Contrôle Un niveau élevé de qualité ne peut être obtenu d’une façon régulière que si, aux différents stades des opérations de fabrication, sont associés les contrôles sévères suivants : – Contrôle des états de surface : on utilise les méthodes classiques comme le ressuage et le contrôle magnétique. – Contrôle de santé interne : il est en général réalisé par ultrasons et courants de Foucault. – Contrôle de la qualité du produit : les produits doivent, après recuit, satisfaire à un certain nombre d’exigences métallurgiques, telles que grosseur de grain la plus fine possible, bonne répartition des carbures, et absence de décarburation1. Il est alors nécessaire d’effectuer un contrôle macrographique et micrographique sur une plaquette découpée dans le produit fini suivant des normes particulières (examen en général au quart d’épaisseur ou à mi-rayon pour le contrôle de la macrostructure). La décarburation peut être mesurée avec précision par voie métallographique. Contrôle de la décarburation des produits La méthode dite de l’anneau bleu s’applique exclusivement à des structures recuites constituées par des agrégats de carbures globulisés et de ferrite. Elle repose sur les teintes d’interférences créées à partir des carbures, dont l’écartement moyen est en relation avec le taux de carbone de la matrice ferritique. Cette méthode s’applique bien aux aciers d’outillage alliés contenant plus de 0,7 % de carbone.

1. Il existe des normes de tolérances dimensionnelles et de surépaisseurs d’usinage pour les aciers à outils ; il s’agit de la norme NF A 45-103 pour les barres et plats laminés et de la norme NF A 45-104 pour les barres et plats forgés.

292



D’une manière générale, les contrôles macrographiques et micrographiques sont très importants car ils permettent d’évaluer les risques de fragilité d’un produit lors de son utilisation. Dans de nombreux cas, producteurs et utilisateurs ont mis au point ensemble un cahier des charges avec des structures types1 qui prennent en compte les points suivants : – importance de la précipitation des carbures hypoeutectoïdes aux joints de grains (famille des aciers d’outillage à chaud les plus alliés) ; – répartition, taille et forme des carbures eutectiques (aciers d’outillage à froid alliés et aciers rapides).

B ALLIAGES FERREUX

L’établissement de corrélations entre ces structures types et les propriétés d’emplois des aciers constitue à terme un document précieux, aussi bien pour le producteur que pour l’utilisateur. Contrôle des revêtements réalisés sur outillages : Dans la filière des revêtements, les défauts à détecter peuvent intéresser la surface revêtue, l’épaisseur du dépôt et l’interface revêtement substrat. Les propriétés fonctionnelles de la surface peuvent être affectées par la présence de porosités ou des hétérogénéités de structure liées à des modifications locales de croissance de couches. Les propriétés fonctionnelles telles que la résistance au frottement et à l’usure, ainsi que la tenue à la corrosion et à l’oxydation peuvent être affectées par la présence de fissures au sein du revêtement, ainsi que par des hétérogénéités de cristallisation. Ces propriétés, ainsi que la résistance aux chocs et à l’égrènement, peuvent être fortement affectées par des défauts tels que porosités ou fissures à l’interface revêtement substrat. Les différents points à contrôler sont donc les suivants : – – – –

épaisseur du dépôt, adhérence sur le substrat, présence de porosités débouchantes ou non, homogénéité d’aspect.

Contrôle de l’épaisseur du revêtement : Il existe un certain nombre de méthodes adaptées aux revêtements durs de faible épaisseur sur les outillages, notamment le calotest et les courants de Foucault. Le calotest consiste à réaliser dans le dépôt une calotte par usure jusqu’à apparition du substrat avec une bille en cermet WC-Co imprégnée de poudre de diamant et animée d’un mouvement de rotation. Cet essai de mise en œuvre relativement simple est largement utilisé pour évaluer l’épaisseur des revêtements de haute dureté obtenus par voie sèche (PVD, PACVD), avec la difficulté toutefois de limiter l’usure juste à l’interface métal-dépôt. Dans les revêtements multicouches ou nanostructurés, il permet de bien discerner les différentes strates et d’évaluer l’épaisseur de chacune d’elles. Les courants de Foucault, classiquement utilisés pour évaluer l’épaisseur d’un gradient de concentration chimique et de propriétés mécaniques (cémentation, nitruration), sont également utilisés pour apprécier l’épaisseur d’un revêtement de quelques µm sur substrat acier, sous réserve que le revêtement et son substrat présentent une différence de conductibilité électrique suffisante. Les appareils commercialisés fonctionnent selon le principe de la mesure des courants de Foucault induits à haute fréquence et permettent

1. Ces structures ont fait l’objet de cahiers des charges établis par les producteurs et utilisateurs d’aciers à outils : à titre d’exemple, l’industrie automobile et les producteurs pour la fourniture d’aciers d’outillage à chaud, l’industrie mécanique et les producteurs pour la fourniture d’aciers d’outillage à froid lédeburitiques et d’aciers à coupe froide.

293



d’apprécier l’épaisseur de revêtements conducteurs, par exemple Cr et Ni, ou isolants (céramiques) sur substrat acier. Les épaisseurs mesurées sont comprises entre 2 µm et quelques dizaines de µm selon la fréquence utilisée pour exciter le capteur. Une courbe d’étalonnage adaptée à chaque fréquence permet de corréler le résultat de la mesure à l’épaisseur des revêtements. Contrôle de l’adhérence du revêtement : L’évaluation de l’adhérence de revêtements durs sur aciers à outils est réalisée essentiellement par l’essai de rayure. Cette méthode consiste à rayer la surface de l’échantillon à l’aide d’un indenteur à tête diamantée du type Vickers sous une charge croissante (de 0 à 100N) et à examiner au microscope à balayage la trace de l’empreinte de l’indenteur. L’évolution de la force tangentielle est enregistrée conjointement au signal d’émission acoustique qui est représentatif de la dégradation du revêtement. La limite d’adhérence est définie par la charge critique normale Fn correspondant à l’augmentation brutale du signal d’émission acoustique. Celle ci est corrélée à l’apparition des premières fissures et écailles le long de la rayure. L’examen au microscope à balayage de la trace de l’indenteur permet d’apprécier qualitativement l’adhérence du dépôt : – si l’adhérence est bonne, il n’y a que fissuration du revêtement d’une manière perpendiculaire au sens de déplacement de l’indenteur, au milieu de la trace de ce dernier, – si l’adhérence est mauvaise, il y a décohésion du revêtement sous la forme de gros écaillages sur le bord de la rayure. Les résultats dépendent de l’épaisseur du revêtement, de la dureté du substrat, du gradient éventuel de propriétés mécaniques de ce dernier (cas d’un traitement duplex). Cet essai n’est pas considéré comme un test quantitatif d’évaluation de l’adhérence ; il ne peut qu’être un indicateur de dérive potentielle dans la fabrication du dépôt et c’est pourquoi il est très largement utilisé par les différents applicateurs. Signalons qu’il a fait l’objet d’une norme internationale ASTM sous la désignation C 1624-05. Détection des porosités : La présence de porosités à l’intérieur d’un dépôt peut entraîner une corrosion importante du substrat par effet galvanique lorsque le revêtement a un potentiel de corrosion supérieur à celui du métal de base (plus noble que ce dernier, exemple, revêtement métallique de Cr/Ni ou revêtement céramique DLC). Le contrôle de la porosité de ce type de dépôt peut être fait par voie chimique ou électrochimique, mais il existe également des méthodes plus directes réalisables par les applicateurs comme les essais de corrosion. Ces essais sont intéressants d’une manière générale pour simuler les conditions réelles d’utilisation des pièces revêtues, avec possibilité d’augmentation de la sévérité du milieu pour diminuer leur durée. Il faut toutefois noter qu’ils n’ont qu’un caractère comparatif et qu’ils ne constituent qu’un critère de classement des solutions envisagées pour la protection des substrats. Les essais au brouillard salin sont les plus courants et ils sont fixés par la norme NF EN ISO 9227. Les pièces sont exposées dans une étuve à un brouillard obtenu par pulvérisation d’une solution de ClNa à 5 % en masse dans l’eau, à la température de 35 °C. Le taux d’humidité relative de l’air est de 80 à 90 % à 35 °C par passage antérieur dans une enceinte où la température est maintenue à 45 °C. Le pH de la solution est de 7 et la durée de l’essai est variable. Le critère retenu est le temps au bout duquel apparaissent les piqûres de corrosion. Ces conditions peuvent être rendues plus sévères par acidification de la solution au moyen d’acide acétique (pH égal à 3,2) ou d’acide acétique avec en plus 0,3 g/l de Cl2Cu, avec un pH de 3,2, mais à une température de 50 °C. 294



Contrôle de l’aspect - Analyse des défauts d’aspect : Le contrôle de l’aspect est très important dans de nombreux domaines industriels car il est le témoin d’une dérive des conditions opératoires. Les défauts mis en évidence peuvent avoir plusieurs origines : – des irrégularités aussi bien dans les conditions d’électrolyse en voie liquide que dans la réalisation de la phase vapeur dans les dépôts par voie sèche, – des piqûres et cratères qui perturbent la structure cristallographique du revêtement en modifiant localement la rugosité. Les défauts liés aux conditions opératoires apparaissent dans le cas des revêtements réalisés en voie liquide. Il s’agit de problèmes de pollution ou de dérive de composition des bains d’électrolyse ou de réduction chimique. Il peut s’agir aussi d’une modification des conditions des paramètres usuels tels que température, densité de courant, nature de l’écoulement du liquide au contact des surfaces revêtues. Le résultat est par exemple la formation locale d’oxydes ou d’hydroxydes dans le cas de surintensités ponctuelles.

ALLIAGES FERREUX

B

Les défauts de structure sont facilement repérables au toucher ou par observation à la loupe binoculaire, car ils se traduisent par des variations locales de rugosité et de mode de cristallisation. Leurs origines sont diverses selon le type de filière utilisée pour la réalisation du revêtement. Dans le cas de la filière utilisant la voie liquide, il peut s’agir de piqûres et cratères liés à la présence en surface d’éléments étrangers qui perturbent l’édification du revêtement. Cela peut être un abaissement de la teneur en agents mouillants qui peut entraîner l’absorption d’hydrogène dans les revêtements obtenus par galvanoplastie, cela peut être aussi un voile avec excès de porosités lié par exemple à une dérive de la composition chimique des bains. Dans le cas de la filière utilisant la voie sèche, il s’agit également de piqûres et cratères liés, soit à des pollutions de surface, soit à de brutales modifications dans le régime du plasma. Un exemple typique est la présence de « droplets » ou particules de structure grossière dans les revêtements PVD obtenus par technique multi-arcs. Ces particules correspondent à des projections de gouttelettes de métal en fusion sur la surface revêtue, en liaison avec la maîtrise du régime d’arc qui assure la phase vapeur. Contrôle des défauts d’aspect : Les moyens mis en œuvre pour contrôler les défauts d’aspect sont les suivants : – examen visuel en fin d’opération ou à réception des pièces : de mise en œuvre simple et rapide, il permet de vérifier la couleur et son homogénéité, la présence de voiles ou de piqûres et de cratères ; – examen à la loupe binoculaire : cet examen est réalisé également à réception des pièces et permet de préciser la nature des défauts détectés à l’examen visuel ; – examen au microscope à balayage : cette observation supplémentaire est rendue nécessaire lorsque l’examen à la loupe binoculaire s’avère insuffisant pour détecter la nature du défaut observé ; cet examen permet en plus de déterminer éventuellement la nature des corps étrangers susceptibles d’avoir modifié l’état de cristallisation du dépôt.

6.3.5 Bibliographie Conférences sur le thème « usinage à grande vitesse » organisées par le CETIM en novembre 1995. Grande vitesse ou Électroérosion. CETIM Information, n° 147, février 1996, p. 33-36. Fraisage à grande vitesse des outillages de forme, Outils coupants, Conditions de coupe. Cetim Information, n° 143, avril 1995, p. 29-33.

295


6.4 Applications

Données sur l’usinabilité des aciers pour moules et outils. Documents Creusot-Loire Industrie, 1994. International Colloquium on Tool Steels. Interlaken, September 1992, pp. 409-423. Advances in Materials and Processing Technologies, 24-27, August 1993, Dublin, pp. 755-767. Traitements thermiques des aciers à outils, traitements superficiels. Techniques de l’ingénieur, document M1135, 10.19993, p. 1/20 et M1136, 10.19993, pp 1-2. Forge à chaud, choix des matériaux d’outillage. CETIM Informations, n° 141, décembre 1994. Nouveaux revêtement à base de nitrure de chrome déposés par sputtering. Galvano Organo Traitements de Surface, avril 1996, pp. 316-319. Revêtements PVD pour outils de coupe et matrices soumises à des conditions d’emploi difficiles. Traitement Thermique, n° 297, février-mars 1997, p. 18-21. Éléments pour le choix des traitements d’aciers de travail à froid sur presse. Journée CETIM-GIMEF, Senlis, octobre 1998. État de l’art des technologies PVD-PACVD pour les outillages de transformation à froid et à chaud. Moules et Outils 2007, journées organisées à l’École des Mines d’Albi par l’A3TS et le CEM. Albi, octobre 2007. Traitement Duplex : principe, technologie et applications. Traitement Thermique, n° 297, févriermars 1997, p. 41-44. Apport des traitements de surface en fonderie gravité et sous pression. Journée technique ATTTCTIF : Aciers pour travail à chaud : forge et fonderie, Lyon, avril 2002. Procédés de revêtements de surface utilisant la soudure et la projection : journée organisée à Lyon le 11 avril 1996 par le CRITT Surface Rhône Alpes et l’Institut de Soudure. Recueil des conférences. ASTM C 1624-05. Standard Test Method for Adhesion Strength and Mechanical Failure Modes of Ceramic Coatings by Quantitative Single Point Scratch Testing. ASTM Standards 04 2006. Procédés électriques dans les traitements et revêtements de surface. DOPEE 85. Coopération EDF / SATS / ATTT. 1989. Traitements de surface et protection contre la corrosion. École d’Été Aussois 1987, Les Éditions de Physique. Traitements et revêtements de surface pour applications tribologiques. Recueil des conférences présentées lors des journées d’information organisées par le Cetim et le Gami, 19 et 20 octobre 1994. Superalliages et techniques de rechargement pour outillages de forge à chaud. Recueil des conférences présentées lors d’une journée organisée par le CETIM, le SATS et le SNEF le 5 décembre 1995.

6.4 Applications 6.4.1 Choix des produits Les aciers à outils répondent à une grande diversité d’emplois dont les principaux domaines correspondent à ceux de la classification de la norme ISO 4957 1.

Aciers à outils non alliés pour travail à froid Ces aciers sont employés essentiellement pour des usages dans lesquels l’outil ne risque pas de s’échauffer en service. Selon la teneur en carbone, on trouvera des moules pour la plasturgie (C45U), des lames et outils tranchants et des outils de forge, ainsi que des outillages agricoles et des outils à mains de taillanderie et de martèlerie (C70U à C90U). Les nuances les plus carburées (C105 et C120U) sont essentiellement utilisées comme

1. Se reporter aux paragraphes 6.1 et 6.2

296


6.4 Applications

lames et outils tranchants. Les nuances C70U à C120U sont des nuances souvent utilisées en trempe superficielle.

Aciers à outils alliés pour travail à froid Ces aciers sont utilisés lorsque les aciers de la classe précédente se révèlent insuffisants en raison soit d’une trop faible capacité de trempe, soit d’une trop grande fragilité, soit encore d’un manque de résistance à l’usure. On trouve dans cette catégorie des nuances résistantes ou très résistantes à l’usure, aux chocs et à certaines corrosions.

B ALLIAGES FERREUX

Les aciers résistant à l’usure (102Cr6, 90MnCrV8) servent à fabriquer des roulements, des cylindres de laminoirs, des galets, des calibres et des lames de cisailles, ainsi que des glissières de machines outils et des outils pour le travail du bois. Ces aciers peuvent être traités par trempe à l’huile, éventuellement par trempe à l’eau. Les aciers à très grande résistance à l’usure (X100CrMoV5 à X210CrW12) ont des capacités de trempe importantes permettant d’assurer une pleine dureté par simple refroidissement à l’air. Ils peuvent être utilisés pour tous les outillages de forme compliquée qui posent des problèmes à la trempe (tapures, déformations) : calibres, jauges, poinçons et matrices de découpage et d’emboutissage, outils de frappe à froid, filières d’étirage, guides de laminoirs, lames de cisailles pour matériaux durs et petits cylindres de laminoirs à froid (équipements multicylindres Sendzimir). Les aciers résistant aux chocs (50 et 60WCrV8, 45NiCrMo16), moins fragiles en raison de teneurs en carbone plus faibles, sont utilisés pour des couteaux, des lames, des outils agricoles, des outils pneumatiques, des matrices et des poinçons de découpage, des corps d’outils à plaquettes d’aciers rapides ou de carbures rapportés. Dans le cas des aciers utilisés pour la mise en forme à froid, les techniques de frettage avec des taux très élevés de serrage ont permis d’associer des aciers très durs et fragiles et des aciers très résistants aux chocs et à la fatigue mécanique comme le 45NiCrMo16. Grâce à cette technique, la limite d’utilisation des aciers à très grande résistance à l’usure a pu être dépassée. Les aciers résistant aux chocs dans certains milieux corrosifs (X40Cr14, X38CrMo16) peuvent se polir très facilement en raison de leur teneur élevée en chrome. Ils sont employés comme moules ou éléments d’extrusion en plasturgie et comme outils tranchants (coutellerie, instruments de chirurgie, lames de cisailles).

Aciers à outils alliés pour travail à chaud Ces aciers doivent concilier une dureté à chaud élevée et une ténacité suffisante pour limiter les risques de fissuration rapide consécutifs à des chocs thermiques répétés. Les conditions d’emploi de chacune des nuances sont à adapter au niveau de résistance à 20 °C et à la température maximale requise. Le tableau 6.17 donne d’une manière synthétique, pour chaque cas d’utilisation, les principaux aciers conseillés, répertoriés dans la norme ISO/DIS 4957, par ordre décroissant de ductilité et par ordre croissant de résistance à l’usure. Ces données sont indicatives car il est souvent difficile, à partir des essais de laboratoire, de prévoir avec certitude le comportement de l’outil en service. Les aciers résistant aux chocs mécaniques (55NiCrMoV7) sont utilisés pour les matrices d’estampage à gravure profonde dont l’échauffement est limité. Les aciers résistant aux chocs thermiques (32CrMoV12-28, X37CrMoV5-1, X38CrMoV5-3, X40CrMoV5-1) sont choisis pour les matrices de presse à forger, pour les moules de coulée sous pression des alliages non ferreux (aluminium, zinc), pour les âmes de conte297

6.4 Applications


Tableau 6.17– Choix des aciers à outils pour travail à chaud suivant la norme ISO/DIS 4957. Niveau de résistance pour l’emploi à la température ambiante (MPa)

Travail à 400 °C

Travail à 450 °C

1 100 à 1 250

Travail à 500 °C

Travail à 550 °C

Travail à 600 °C

55NiCrMoV 7

Travail à 650 °C

Travail à 700 °C

X37CrMoV X30WCrV 5-1 9-3 32CrMoV 12-28 W30WCrV 9-3

1 250 à 1 400

55NiCrMoV 55NiCrMoV 7 7

55NiCrMoV 7

X37CrMoV 5-1

X37CrMoV 5-1

X30WCrV 9-3

X37CrMoV X35CrWMoV X35CrWMoV 38CrCoWV 5-1 5 5 18-17-17

1 400 à 1 600

55NiCrMoV 7

X37CrMoV 5-1

X37CrMoV 5-1

32CrMoV 12-28

32CrMoV 12-28

X38CrMoV 5-3

X38CrMoV 5-3

X37CrMoV X35CrWMoV X30WCrV 5-1 5 9-3

X35CrWMoV X35CrWMoV 5 5 32CrMoV 12-28

32CrMoV 12-28

X30WCrV 9-3

38CrCoWV 18-17-17

X38CrMoV 5-3

X38CrMoV 5-3 1 600 à 1 750

X37CrMoV 5-1

32CrMoV 12-28

X35CrWMoV 5

X38CrMoV 5-3

32CrMoV 12-28

X30WCrV 9-3

X38CrMoV 5-3 1 750 à 1 900

X37CrMoV 5-1

X30WCrV 9-3

X30WCrV 9-3

X30WCrV 9-3

38CrCoWV 18-17-17

38CrCoWV 18-17-17

38CrCoWV 18-17-17

neurs de presses à filer les alliages d’aluminium, pour les broches et douilles d’injection dans l’industrie de la plasturgie, pour les âmes de conteneurs destinées au filage des alliages cuivreux ou des aciers, pour les outils de presses à forger. Les aciers résistant à l’usure aux températures élevées (X30WCrMoV9-3, X35CrWMoV5, 38CrCoWV18-17-17) sont employés en général pour les moules de coulée sous pres298


6.4 Applications

sion, les filières d’extrusion ; en raison de leur plus grande fragilité, les pièces sont frettées s’il y a des risques de chocs. Lorsque les aciers à outils traditionnels de structure martensitique ont une dureté à chaud insuffisante, on utilise des alliages de structure austénitique, des aciers inoxydables ou des alliages superréfractaires base nickel ou cobalt. Malgré des conductivités thermiques peu favorables à l’évacuation rapide des calories apportées par les pièces transformées, de tels alliages présentent des niveaux de résistance extrêmement intéressants jusqu’aux températures de 700 à 800 °C selon la nuance choisie. On utilise ce type d’alliages (Inco 718 durci par phase Ni3Nb, Waspaloy durci par phase Ni3Al, Ti) par exemple pour les lames de cisailles destinées à couper les brames à la sortie des trains à chaud, ou pour du matériel de filage des aciers, en raison des températures très élevées atteintes en service.

ALLIAGES FERREUX

B

Aciers rapides Ces aciers sont utilisés à la fois pour les outils de coupe dans les opérations d’usinage et pour les outils de mise en forme : découpage, emboutissage, frappe, en remplacement des aciers d’outillage à froid et à chaud les plus alliés. On peut estimer la part hors usinage à environ 40 % du marché des aciers rapides. Les aciers rapides peuvent être classés, selon leur composition chimique, en aciers à rendement normal et aciers à rendement supérieur. Les aciers à rendement normal constituent le groupe le plus nombreux et comprennent : – les aciers pour emploi courant (HS 1-4-2, 18-0-1, 1-8-1, 2-9-2, 6-5-2, 6-5-2C), utilisés pour les outils de grande série destinés à usiner des aciers de niveau de résistance inférieur ou égal à 900 MPa, de la fonte et des alliages non ferreux. Ils sont également utilisés comme outils tranchants et lames de scies à métaux ; – les aciers à forte résistance à l’abrasion (HS 6-5-3, 6-5-3C, 6-5-4) qui servent à usiner des alliages durs et surtout très abrasifs ; ils sont également utilisés comme outils de découpage et d’emboutissage pour les très grandes séries. Les aciers à rendement supérieur comprennent d’une part les aciers à 5 % de cobalt (HS 6-5-2-5), d’autre part les aciers surcarburés à 8 et 10 % de cobalt (HS 6-5-3-8, 10-4-3-10, 2-9-1-8). Ils sont utilisés comme outils pour l’usinage d’aciers dont le niveau de résistance est supérieur à 900 MPa, des fontes trempées, des aciers moulés, des alliages réfractaires à base de nickel ou de cobalt, ainsi que des alliages de titane et des bois très durs.

6.4.2 Limitations d’emploi Les limitations d’emploi des aciers à outils peuvent avoir deux origines : une défaillance prématurée en service liée à un certain nombre de règles d’usage non respectées ou à une insuffisance des caractéristiques mécaniques requises. Parmi les règles d’usage essentielles qui doivent être suivies par l’utilisateur pour éviter toute défaillance prématurée d’un outillage en service, on peut citer : – le dessin de l’outil qui joue un rôle essentiel pour la répartition des contraintes mécaniques (angles vifs ou changements brutaux de sections à éviter) ; – la conduite du traitement thermique de trempe, avec la nécessité d’effectuer une montée en température progressive ou par paliers, pour éviter tout choc thermique sur un matériau dont la conductibilité thermique est plus faible que celle des aciers au carbone ; – la conduite de la rectification qui est rendue difficile par les duretés élevées et la présence de carbures très durs dans les aciers après traitement thermique. Une rectification effectuée dans des conditions incorrectes, avec des abrasifs non adaptés, peut entraîner des échauffements superficiels très importants avec des risques de fissurations par chocs thermiques. 299



Tout outil, quelle que soit sa qualité intrinsèque, peut rapidement être détérioré par de mauvaises conditions d’emploi, telles que : – un alignement défectueux entraînant des contraintes de cisaillement, – une fixation insuffisamment rigide, – un jeu de fonctionnement trop important, – un outillage soumis à des chocs répétés à température trop basse. L’exploitation de procédés de mise en œuvre plus modernes avec l’utilisation de codes numériques de modélisation tant sur le plan thermique que sur le plan de la mise en forme devrait apporter dans le futur proche des améliorations sensibles aux conditions d’emploi des outils et faire reculer leurs limitations dans ce domaine. Les aciers à outils ont également leurs limitations par suite des conditions d’emploi trop sévères : c’est ainsi qu’au niveau de la coupe, les aciers rapides sont limités pour l’usinage de l’acier à des vitesses de coupe de 30 m/min ; au-delà, il est nécessaire d’utiliser des cermets ou des céramiques. Dans le domaine du travail à chaud, lorsque la température en service dépasse 600 °C, la résistance à la déformation et au fluage des aciers de structure martensitique est insuffisante et il faut utiliser des alliages à base de nickel ou de cobalt. Dans le domaine du travail à froid, avec des charges d’application élevées, les conditions de frottement du matériau mis en forme sur l’outil induisent des échauffements importants avec des risques de fissuration par chocs thermiques, ou d’adhésions et de grippage. Les progrès dans les techniques de traitements de surface et de dépôts apportent des solutions efficaces pour résoudre ce type de problème et étendre l’emploi des aciers à outils. Cependant, les aciers à outils ont leurs propres limitations qui peuvent être résumées de la manière suivante : – une température d’emploi ne dépassant pas 550 °C en continu ou 700 °C avec cyclage thermique, – une résistance au frottement et à l’usure limitée par le fait que les duretés maximales atteintes n’excèdent pas 68 HRC et que le taux maximal de carbures dans l’acier est en dessous de 20 %. Au-delà de ces conditions, on utilise des alliages de structure austénitique pour la tenue à chaud à plus de 650 °C et les cermets pour la résistance au frottement et à l’usure.

6.5 Évolution du matériau L’acier pour moules et outils est un produit en pleine évolution, grâce aux progrès réalisés dans les techniques d’élaboration, de refusion et de transformation à chaud, ainsi que dans les moyens d’usinage (usinage à grande vitesse et électroérosion). Cette évolution se fait sentir dans les trois grandes familles d’aciers à outils : les aciers de travail à froid, les aciers de travail à chaud et les aciers rapides. Le traitement thermique des outillages a subi également une forte évolution grâce à l’aide apportée par la simulation numérique en terme de prévision des risques d’avaries comme les tapures de trempe ou les variations dimensionnelles après trempe et revenu. Dans le cadre de la pratique du traitement thermique des outillages, c’est un outil puissant qui permet d’optimiser les cycles, de visualiser et de quantifier un certain nombre de grandeurs au cours du temps (déformations, contraintes) qui ne sont connues habituellement qu’en fin de traitement par leur impact négatif sur les conditions de mise en œuvre et la durée de vie en service. 300



6.5.1 Aciers à outils alliés pour travail à froid Les avancées ont été réalisées d’une part en direction du compromis ténacité/résistance à l’usure, d’autre part en direction de l’amélioration de la tenue à la corrosion. Pour l’amélioration du compromis ténacité/résistance à l’usure, les recherches ont porté sur les éléments d’alliage comme le tungstène et le vanadium en plus du chrome. De bons résultats ont été obtenus avec des aciers du type X110CrMoV8 avec une teneur en vanadium comprise entre 2 et 3 % et une teneur en tungstène comprise entre 1 et 1,5 %. Ces aciers ont une résistance à l’usure supérieure ou au moins égale à celle des aciers de la famille X153CrMoV12 en raison d’une substitution importante de carbures de tungstène et de vanadium aux carbures de chrome, avec une résistance aux chocs supérieure. Ils sont utilisés avec succès dans le découpage et l’emboutissage de tôles en aciers (de construction et inoxydables), alliages d’aluminium, de titane et de cuivre pour de très grandes séries. Pour l’amélioration de la résistance à la corrosion, les recherches ont été conduites en direction de l’incorporation d’azote dans des aciers à 17 % de chrome par le procédé ESR sous pression (PESR). De nouveaux aciers ont été mis au point sur la base X55CrMo17 avec 0,2 % d’azote. Ces aciers permettent d’obtenir des niveaux de dureté comparables à ceux obtenus sur l’acier X100CrMo17 avec des tenues à la corrosion nettement supérieures dans les milieux nitriques, phosphoriques et acétiques. Des nuances ont été élaborées récemment sur la base d’une teneur en chrome comprise entre 15 et 16 %, d’une teneur en molybdène comprise entre 1,6 et 2 %, d’une teneur en vanadium comprise entre 0,3 et 0,5 %, avec une teneur en carbone voisine de 0,5 %. L’azote, à un niveau voisin de 0,2 %, est introduit naturellement par le chrome et le vanadium, avec une élaboration au four à arc et une refusion sous laitier. Cette nuance est susceptible, après une trempe à des températures comprises entre 1 050 et 1 100 °C, de donner des niveaux de dureté de 58 HRC après revenu vers 520 °C, avec une tenue à la corrosion en brouillard salin (norme NF X 41002) comparable à celle de l’acier X35CrMoN15 élaboré par le procédé PESR. Sa tenue en fatigue de surface est comparable à celle du 102Cr6 et nettement supérieure à celle du X100CrMo17 qui renferme une quantité importante de carbures primaires. La piste des aciers à l’azote est intéressante dans l’optique de l’amélioration combinée des caractéristiques mécaniques et de la tenue à la corrosion localisée. Ces aciers à 0,2 % d’azote offrent des perspectives d’application très importantes dans le domaine de la plasturgie, des éléments de construction devant résister à la corrosion et à l’usure (pompes, soupapes, injecteurs, roulements), des outils coupants pour l’industrie alimentaire et des scalpels. Il est nécessaire toutefois de prendre un certain nombre de précautions au niveau de l’usinage par électroérosion et du rechargement. En effet le risque d’apparition de porosités s’accroît. La métallurgie des poudres préalliées a également permis des avancées dans le domaine des aciers à très grande résistance à l’usure, comme l’acier X190CrVMo20.4 qui est utilisé comme matériau d’extrusion de pâtes alimentaires très abrasives ou comme éléments d’outils d’emboutissage de très grandes séries de pièces en aciers.

ALLIAGES FERREUX

B

6.5.2 Aciers à outils alliés de travail à chaud L’innovation dans cette famille provient essentiellement des progrès en terme d’élaboration et de transformation à chaud. Il est possible d’obtenir des aciers à très bas taux de résiduels (soufre et phosphore notamment) avec des teneurs en manganèse et en silicium réduites pour améliorer la résistance aux chocs et à la propagation des fissures de fatigue mécanique, dans un domaine de température compris entre 20 et 600 °C. 301



C’est ainsi que se sont développés des aciers du type X37CrMoV5-1 et 32CrMoV12-28 dans les moules de coulée sous pression d’alliages d’aluminium et d’alliages cuivreux avec des améliorations de longévité de 30 à 50 % par rapport à la référence utilisée dans ce domaine de l’industrie (acier X40CrMoV5-1 ou AISI H13). Ces améliorations de longévité sont liées à la bonne tenue des aciers précités à la fatigue et aux chocs thermiques, ainsi qu’à une très bonne résistance à la propagation des fissures de fatigue amorcées en surface. Dans le domaine des aciers du type X37CrMoV5-1, des études récentes ont permis de corréler étroitement l’état de précipitation des carbures et le comportement du matériau sous sollicitations thermomécaniques. Il a ainsi été possible d’identifier le rôle de chaque élément d’alliage et d’optimiser la composition chimique de l’acier pour satisfaire conjointement aux contraintes de pénétration de trempe sur des pièces de dimensions importantes et de tenue aux sollicitations thermomécaniques. Ce travail a abouti à la proposition d’une nuance d’acier du type 5 % Cr, avec 1,5 % Ni, 1,7 % Mo et 0,65 % Va particulièrement adaptée au moulage des alliages d’aluminium. Les progrès en terme d’élaboration ont permis d’incorporer des quantités importantes d’aluminium (plus de 1 %) dans les aciers d’outillage à 3 % de nickel à basse teneur en carbone et ainsi de substituer un durcissement par phases intermétalliques au mode de durcissement classique par précipitation de carbures secondaires. Par rapport aux aciers de la famille chrome-molybdène classiquement utilisés dans le domaine de la plasturgie (40CrMnMo8), ces aciers présentent l’avantage d’une meilleure aptitude à l’usinage, au grainage et au soudage, en raison de leur très basse teneur en carbone et de leur structure bainitique homogène après refroidissement. Leurs caractéristiques mécaniques sont comparables, voire supérieures à celles des aciers prétraités (400 HB au lieu de 330 HB). Ils peuvent donc potentiellement remplacer les aciers utilisés actuellement en plasturgie, et cela commence à être le cas dans le Sud-Est asiatique et au Japon. Dans le domaine de la plasturgie, d’autres voies de progrès ont été mises en œuvre pour réduire le temps de fabrication des outillages et améliorer la qualité des pièces injectées. En substitution aux nuances classiques précédemment évoquées du type 40CrMnMo8 utilisées à l’état prétraité pour 330 HB, ont été développées des nuances moins alliées du type 25CrMnMo5 avec addition d’éléments spécifiques (Va, Ca, B) susceptibles d’améliorer la trempabilité et l’état inclusionnaire. Un gain de 20 % en conductibilité thermique, une meilleure aptitude au soudage et une moins grande sensibilité à la ségrégation des éléments d’alliage rendent cette nuance particulièrement intéressante pour la plasturgie, dans la mesure où ses caractéristiques mécaniques sont voisines de celles de l’acier 40CrMnMo8.

6.5.3 Aciers rapides Ces aciers sont encore utilisés dans l’usinage, principalement en fraisage, en perçage et en taraudage. Ils sont également utilisés de plus en plus en substitution des aciers d’outillage à froid à forte teneur en chrome, notamment dans le découpage, le laminage et l’emboutissage des matériaux réputés collants comme les aciers inoxydables ou les alliages de titane. En dehors des nuances classiques à plus ou moins forte teneur en cobalt selon les propriétés mécaniques à chaud requises, se sont développées un certain nombre de nuances très alliées en carbone, en vanadium et en cobalt, qui ne sont obtenues que par métallurgie des poudres. Ces nuances, qui peuvent être traitées pour des niveaux de dureté voisins de 70 HRC, offrent l’avantage d’une très forte résistance à l’abrasion et de très bonnes propriétés mécaniques à chaud, tout en ayant une aptitude à la rectification tout à fait correcte en raison de la taille extrêmement fine des carbures. 302



Ces nuances d’aciers, développées sous la dénomination ASP 2000, avec une élaboration soignée (refusion sous laitier) pour avoir un très bas taux de résiduels, ont dans leur ensemble une très bonne résistance à l’égrènement des arêtes de coupe. L’addition de 8 % de cobalt, de 0,2 % de carbone et de 1 % de niobium à la matrice d’un acier rapide HS 6-5-2 a permis de développer une nuance dite ASP 2017 dont les propriétés d’ensemble, et notamment de résistance aux chocs, sont extrêmement intéressantes par rapport aux autres nuances de la série ASP : 2023, 2030 et 2060. Le tableau 6.18 et la figure 6.17 donnent les compositions chimiques et les propriétés mécaniques comparées des aciers rapides de la famille ASP 2000. L’utilisation de l’acier ASP 2017 est envisagée dans toutes les opérations d’usinage qui sollicitent fortement le matériau aux chocs : taraudage, fraisage d’ébauche, sciage des métaux…

ALLIAGES FERREUX

B

Tableau 6.18 – Aciers rapides commercialisés sous la dénomination ASP 2000, fabriqués par la métallurgie des poudres et dont l’élaboration soignée permet d’obtenir de bas taux de résiduels. Nuances d’acier

C

Cr

Mo

W

V

Co

Nb

ASP 2017

0,80

4,2

3,0

3,0

1,0

8,0

1,0

ASP 2023

1,28

4,2

5,0

6,4

3,1

—

—

ASP 2030

1,28

4,2

5,0

6,4

3,1

8,5

—

ASP 2053

2,45

4,2

3,1

4,2

8,0

—

—

ASP 2060

2,30

4,0

7,0

6,5

6,5

10,5

—

Ténacité Rm (flexion)

ASP 2017 ASP 2023 ASP 2030 ASP 2053

ASP 2060 Dureté HRC

Résistance à l'usure Pourcentage de carbures primaires

Figure 6.17 – Caractéristiques mécaniques des aciers commercialisés sous la dénomination ASP 2000 et obtenus par métallurgie des poudres avec de bas taux de résiduels. Dans le domaine de l’usinage et plus particulièrement du perçage, il faut signaler les progrès substantiels apportés par l’association de la métallurgie des poudres avec très bas taux de résiduels et de revêtements obtenus par les techniques PVD PACVD 303



(multicouches WC-C). Le perçage d’aciers de niveaux de dureté compris entre 400 et 500 HB avec des nuances type ASP 2060 revêtues peut se faire avec une productivité largement équivalente à celle que l’on peut obtenir au moyen de carbures en jouant sur l’avance (nettement supérieure) et la vitesse de coupe (plus réduite). Il n’y a donc plus de discontinuité entre le domaine des aciers rapides et celui des carbures dans les opérations d’usinage.

6.6 Commercialisation 6.6.1 Types et formes de produits commercialisés

Produits moulés

Des outils moulés sont toujours régulièrement produits, avec des compositions voisines de celles des produits corroyés, compte tenu de l’avantage économique et des progrès réalisés dans les techniques de moulage en termes d’états de surface, de variations dimensionnelles et de maîtrise des structures de solidification. Des procédés de moulage dits « à modèle perdu » permettent d’obtenir des pièces de plusieurs dizaines de kilogrammes avec une grande précision dimensionnelle comme la technique Replicast d’obtention de moules en céramique sur un modèle initial en polystyrène. Des vis d’extrusion pour l’industrie de la plasturgie sont réalisées actuellement par cette technique. Par ailleurs, la coulée en coquille métallique avec refroidisseurs permet d’obtenir en peau des outils des structures relativement fines avec des orientations généralement favorables par rapport aux sollicitations thermomécaniques. Les taux de ségrégation des éléments d’alliage peuvent être réduits par des traitements d’homogénéisation prolongés à des températures comprises entre 1 100 et 1 200 °C. En dehors des moules de coulée sous pression des alliages d’aluminium et de cuivre, de vis d’extrusion utilisées en plasturgie et de certains outils de coupe comme les fraises, un des principaux développements actuels des aciers à outils moulés est constitué par les cylindres de laminoirs, employés aussi bien en laminage à chaud qu’en laminage à froid. Les aciers à outils à forte teneur en chrome et les aciers rapides se substituent de plus en plus aux fontes nodulaires et aux fontes blanches pour des raisons de productivité et d’amélioration d’état de surface des produits laminés. Ces cylindres sont bimétalliques avec une âme en acier (ou éventuellement en fonte nodulaire) et une périphérie en acier à outils. Trois procédés sont utilisés pour réaliser ces produits : – la centrifugation verticale, – la refusion annulaire, – le procédé CPC (continuous pouring for cladding ou coulée continue d’acier à outil autour d’une pièce forgée en acier de construction). Dans tous les cas, les épaisseurs d’acier sont voisines de 100 mm et les diamètres extérieurs sont compris entre 300 et 850 mm pour des longueurs maximales de 6 m. Les procédés d’élaboration précédemment décrits permettent d’obtenir des structures de solidification exemptes de dendrites et de porosités ainsi qu’une très bonne liaison entre l’âme et la partie extérieure. Il faut également signaler les applications de la métallurgie des poudres préalliées avec la compaction isostatique à chaud pour la réalisation d’outils monoblocs ou composites utilisés comme cylindres de laminoirs dans les équipements multicylindres pour produits plats (cylindres Sendzimir en acier rapide à forte résistance à l’abrasion pour le laminage 304



à froid des aciers inoxydables) ou pour produits longs (cylindres Kocks bimétalliques pour le laminage à chaud de barres en aciers spéciaux).

Produits corroyés Les aciers à outils peuvent être élaborés sous toutes les formes de produits corroyés, de la tôle laminée aux pièces forgées, aux barres et profils spéciaux, ainsi qu’au fil machine, malgré leur forgeabilité souvent réduite, leur sensibilité à la tapure, ainsi que leur tendance au grossissement du grain et à la coalescence des carbures.

Pièces forgées

B ALLIAGES FERREUX

Les progrès apportés par les modèles numériques permettent la réalisation de forgeages tridimensionnels susceptibles d’orienter préférentiellement les fibres du métal en fonction de la géométrie des pièces à obtenir. La meilleure isotropie du matériau est une garantie d’amélioration des propriétés de tenue à la fatigue. De nombreux cas d’application d’outils forgés existent dans les industries de la forge, de la plasturgie, de la coulée sous pression d’alliages d’aluminium et de cuivre, ainsi que dans le découpage et l’emboutissage.

Plats et tôles Il est possible d’obtenir des plats et des tôles dans un certain nombre d’unités productrices. Par exemple, des plats de 15 à 70 mm d’épaisseur et de 150 à 400 mm de large, dans le cas d’aciers rapides et d’aciers à outils alliés, peuvent servir d’ébauches pour la fabrication d’outils tranchants ou de tôles d’abrasion. Ces produits peuvent être laminés en tôles d’épaisseur comprise entre 0,4 et 10 mm, de largeur comprise entre 450 et 650 mm et de longueur inférieure ou égale à 2 m, notamment dans le cas des aciers rapides pour la réalisation des lames de scie. La fabrication de ces produits exempts de décarburation exige une surveillance toute particulière : une passe supplémentaire de laminage à froid sur équipements multicylindres peut être réalisée pour parfaire l’état de surface.

Barres et profils spéciaux Les aciers à outils peuvent être livrés sous forme de barres de section rectangulaire ou circulaire directement obtenues par forgeage. Les sections des produits ainsi réalisés atteignent en moyenne 5 à 13 dm2. Les matrices de forge et d’estampage sont prélevées directement dans de tels blocs. Une grande variété de profils de types ronds, carrés, octogones, hexagones, triangles… peut être également obtenue par laminage à chaud sur des équipements spécialisés.

Fils machine Le tréfilage constitue le prolongement naturel du laminage à chaud pour l’obtention de petits diamètres ; toutefois, cette fabrication est délicate en raison de la faible capacité de déformation des aciers à outils. L’opération peut être réalisée à froid avec une succession de recuits intermédiaires ou à chaud (500 à 600 °C) pour une meilleure ductilité et pour compenser le durcissement par écrouissage. Des fils de section ronde, plate ou carrée peuvent être obtenus jusqu’à des épaisseurs de 0,5 mm. Le fil machine, dont la décarburation fait l’objet de contrôles sévères, constitue le matériau de choix pour la fabrication des forets et outils spéciaux, des roulements à aiguilles ou à rouleaux et se substitue de plus en plus à la grenaille pour les applications en décapage et traitement des surfaces.

6.6.2 Tolérances dimensionnelles Tous ces produits répondent à des tolérances dimensionnelles, des surépaisseurs d’usinage et des dimensions recommandées, qui ont fait l’objet d’un accord au moment 305



de l’appel d’offre. Cet accord doit, dans la mesure du possible, être basé sur les normes internationales correspondantes ou, au moins, sur des normes nationales appropriées. Pour les barres laminées plates ou rondes, les normes internationales ISO 1035-1, 1035-3 et 1035-4 donnent les dimensions et/ou les tolérances pour les produits couverts par la norme ISO/DIS 4957.

6.6.3 Bibliographie Normes Norme internationale ISO/DIS 4957 (1999) – Aciers à outils ; en remplacement de l’euronorme EN 10027 (1992) et de la norme NF A 35590 (1992) – Produits sidérurgiques, aciers à outils. Norme ISO 404 (1992) – Aciers et produits sidérurgiques, conditions générales techniques de livraison. Norme ISO 1035 (1980 pour parties 1 et 3, 1982 pour partie 4) – Barres en aciers laminés à chaud, dimensions des barres rondes (1035-1), dimensions des barres plates (1035-3), tolérances (1035-4). Norme ISO 10474 (1991) – Aciers et produits sidérurgiques, documents de contrôle. Norme ISO 4955 – Aciers et alliages réfractaires. Norme ISO 9722 – Nickel et alliages de nickel. Composition chimique et formes des produits corroyés.

Articles publiés dans les revues spécialisées et ouvrages Guide des aciers à outils pour travail à froid sur presse. Vol. 1 et 2, Document Cetim, 1978. Outillage de frappe à froid. Choix des matériaux. Édition Cetim 1981. Forge à chaud, choix des matériaux d’outillage. Cetim Information, n° 141, décembre 1994. Conseils pour le traitement thermique des aciers à outils. Document ATS OTUA, 1982. Tool Steels. 4 th edition, American Society of Metal, 1980. Constitution and Properties of Steels. Materials Science and Technology, a Comprehensive Treatment. Vol. 7, Weinheim, New York, Basel, Cambridge UCH, 1992. Progress in Tool Steels. Proceedings of the 3rd International Conference on Tooling, Interlaken, september 1992. Progress in Tool Steels. Proceedings of the 4 th International Conference on Tooling, Ruhr University, Bochum, 11th-13th september 1996. Évolution des matériaux pour outils de coupe. Bulletin du Cercle d’Études des Métaux, n° 13, tome XVI, novembre 1996. Les aciers pour moules et outils. Bulletin du Cercle d’Études des Métaux, n° 17, tome XVI, mai 1998. Revue Traitement Thermique (Pyc Edition) : n° 304, décembre 1997 : Traitement des outillages ; n° 310, août-septembre 1998, dossier Outillage ; n° 314, janvier-février 1999, dossier Aciers inoxydables. Moules et Outils 2000, Interactions avec le produit mis en œuvre et solutions : Bulletin du Cercle d’Études des Métaux, n° 1, Tome XVII, mai 2000. Usinage à grande vitesse et matériaux, gain de productivité : Journée technique organisée par le CEM au CETIM, octobre 2000, Bulletin du Cercle d’Études des Métaux, n° 3, mai 2001. Moules et Outils 2007 : Bulletin du Cercle d’Études des Métaux, n° 18, novembre 2007.

306

7.1 Définitions, notions de base

7 • Fontes

et classification des fontes

7 • FONTES

ALLIAGES FERREUX

B Jacques Fargues FONTES

7.1 Définitions, notions de base et classification des fontes Les alliages de fonderie constituent un ensemble de matériaux métalliques permettant la réalisation de pièces par moulage. Les propriétés des pièces qui en résultent dépendent étroitement des facteurs suivants : – l’élaboration et le traitement du métal liquide ; – la solidification et le refroidissement dans le moule ; – les conditions de démoulage et de refroidissement ; – les traitements thermiques complémentaires éventuels. Parmi les alliages de fonderie, les fontes ont une grande importance (tableau 7.1) ; elles forment une famille de matériaux ferreux qui, malgré sa complexité, peut être classée de façon logique. Elle présente, bien sûr, certaines analogies avec les aciers1.

Tableau 7.1 – Alliages de fonderie – Matériaux moulés métalliques Alliages ferreux • Aciers moulés (2 % de la production sidérurgique) • Fontes moulées (10 % de la production sidérurgique)

Alliages non ferreux • À base d’aluminuim • À base de cuivre et autres métaux lourds

1. On se réferera donc souvent, explicitement ou non, à la connaissance des aciers, dévéloppée dans les chapitres 3 à 6 tout en soulignant très fortement les différences critiques.

307


7 • Fontes


7.1.1 Notion de sensibilité à l’épaisseur Les propriétés des alliages métalliques, et notamment des fontes, dépendent à la fois de leur composition chimique et de leur constitution microstructurale. Les alliages moulés ne subissant pas de corroyage, les conditions locales de solidification (vitesse de refroidissement et gradient thermique) ont une influence majeure sur la macrostructure et la microstructure qui varient ainsi d’un point à l’autre d’une même pièce. Bien que certains alliages soient par nature moins sensibles que d’autres à cet effet, et que des traitements thermiques puissent en atténuer les conséquences, cette particularité est fondamentale. Ainsi comme le montre la figure 7.1, les propriétés, comme par exemple la dureté, varient continûment entre les points A et B, A et A’, B et B’, etc. La conception des pièces moulées doit intégrer ces effets dits « de sensibilité à l’épaisseur » compte tenu de l’alliage et du mode de moulage et optimiser le tracé en conséquence.

A

B B’

A’

Figure 7.1 – Schéma du sens d’augmentation prévisible de la dureté d’une pièce moulée. Sensibilité à l’épaisseur.

La simulation numérique par ordinateur de la solidification et du refroidissement, utilisée de façon régulière dans les branches industrielles les plus avancées, permet de prévoir avec précision les propriétés en chaque point d’une pièce et d’en déterminer le comportement en service par « calcul des structures ». Aujourd’hui encore, dans les cas industriels courants, on se contente d’appréciations semi-quantitatives et l’on applique des normes spécifiques tenant compte de ces particularités.

7.1.2 Définition métallurgique des fontes Une fonte, qu’elle soit produite dans une usine sidérurgique pour être transformée en acier ou qu’elle soit élaborée dans une fonderie, afin de couler des pièces dans des moules, peut se définir comme un alliage à base de fer et de carbone, dont la teneur en carbone est suffisante pour que la fusion et la solidification se produisent dans un intervalle de température nettement plus bas que le point de fusion du fer et relativement étroit, soit généralement entre 1 100 et 1 350 °C. On a vu 1 qu’au-delà d’environ 2 % de carbone, la solidification impliquait la formation directe (vers 1 150 °C) d’un agrégat cristallin dit « eutectique » qui a une importance capitale pour toutes les fontes dont il constitue une partie essentielle de la structure.

1. Se reporter au chapitre 2, figure 2.1, système Fe-C (fer-carbone).

308

7 • Fontes


Une solidification eutectique, se produisant par exemple à 1 150 °C pour une teneur de 4,3 % de carbone dans un alliage fer-carbone, permet de couler la fonte avec les plus grandes facilités et d’obtenir des pièces sans défauts. Ceci explique l’importance industrielle des fontes de composition quasi eutectique, même si leur résistance mécanique nominale n’est pas des plus élevées.

7.1.3 Composition chimique

B

– – – –

le le le le

ALLIAGES FERREUX

En dehors du fer et du carbone, quatre autres éléments entrent principalement dans la composition des fontes non alliées : silicium (1 à 3 %) ; manganèse (0,1 à 1 %) ; soufre (jusqu’à 0,15 %) ; phosphore (jusqu’à 1,3 %).

Le silicium, en particulier, est un élément indispensable au fondeur pour régler le comportement métallurgique et la structure des fontes. Toute fonte industrielle contient aussi, parfois volontairement ajoutés, des éléments à l’état de traces utiles, nocives ou négligeables eu égard à la qualité recherchée. Les propriétés peuvent en outre être améliorées ou ajustées en vue de certaines applications grâce à des éléments d’alliage dont l’action présente, malgré l’abondance du carbone, de profondes analogies avec le cas des aciers ; les principaux sont les suivants : – – – –

le le le le

nickel (jusqu’à 35 %) ; chrome (jusqu’à 30 %) ; molybdène (jusqu’à 3 %) ; cuivre, l’étain, le vanadium, l’aluminium, …

Ces mêmes éléments se retrouvent d’ailleurs souvent à l’état de traces, comme impuretés parfois utiles des fontes non alliées.

7.1.4 Constitution structurale Dans un alliage fer-carbone, les constituants se classent en deux catégories : – ceux qui sont à base de fer : ferrite, austénite... ; – ceux qui sont riches en carbone : cémentite Fe3C, graphite (variété cristallisée du carbone pur). Dans les aciers, sauf exception limite, le graphite n’apparaît jamais. Dans les fontes, au contraire, le graphite est présent le plus souvent en particules de formes diverses, réglables par certains traitements métallurgiques antérieurs à la solidification et qui conduisent d’ailleurs à une classification fondamentale. L’origine de cette spécificité des fontes tient à leur composition chimique et au fait que le diagramme d’équilibre fer-carbone existe sous deux configurations qui ont des éléments communs mais qui, néanmoins, se distinguent nettement : – le diagramme métastable concerne les aciers et les fontes où la phase riche en carbone est le carbure de fer Fe3C (figure 7.2) ; – le diagramme stable ne concerne que les fontes où la phase riche en carbone est le graphite. 309


7 • Fontes

et classification des fontes En métallurgie des fontes, c’est principalement l’action du silicium qui, compte tenu de la vitesse de refroidissement dans l’intervalle de solidification donne la structure recherchée, soit avec prédominance du graphite – fontes grises notamment – soit avec prédominance de carbures – fontes blanches. Plus la teneur en silicium est élevée, plus le refroidissement dans le moule est lent, plus est probable la stabilité thermodynamique avec libération de graphite. Pour mieux comprendre le comportement des fontes, la figure 7.2 représente, superposés, les diagrammes d’équilibre fer-graphite et fer-cémentite (métastable) ; la figure 7.3 donne une coupe pseudo-binaire du diagramme ternaire fer-carbone-silicium. • Dans le cas d’une fonte de composition à peu près eutectique, la structure en fin de solidification comprend essentiellement un agrégat ordonné de la phase riche en fer (austénite) et de la phase riche en carbone (cémentite ou graphite) en proportion à peu près déterminée, de l’ordre de 10 % en volume pour le graphite et de 20 à 40 % en volume pour la cémentite.

Température (°C)

(d

ép

ôt

d’

Austénite (solution solide de Fe 3 C dans γ)

1 200

idus

(déb

ut d

e so

Liquide au s t + austénite én ite

lidif

E’ E Solidus

Q

eu

1 153°

(dépot d’eutectite) 4,27

ém

Austénite + cémentite

ec

ôt

C’

Dép

ôt de

cémen

1 250°

V

F

U

D F’

C

Fe 3 C + diamant

4,31

Ledéburite eutectique (austénite + cémentite)

ôt d

Dé p

S’

Péritectique eutect iq u e tite pro-

Cémentite (Fe 3 C)

Disparition du magnétisme du fer α (768 °C)

K’

738°

S

727°

K

Décomposition d’austénite en perlite 2,03 Ferrite (solution solide α) + cémentite (Fe 3 C) Perlite 2,06 L 1 2 3 4 5 6 6,4 6,67

0,69 0,8

700 P

Dé p

O

800

600

de

G 900 906°

)

tite

ph

ite

1 147°

ion

Liquide + diamant

Liquide + cémentite

en

gra

1 000

icat

)

1 100

Ferrite + austénite

ogra

Liqu us

td e

lid

pô

So

1 400 N (1390)

ph

ite

1 500

1 300

Dépot de ferrite

T D’

Dé

Solution Solide δ

Liquide

A (1534)

pr

1 600

e

te

c

1 790° u tiq

0 768° 10

20

30

40

50

60

70

80

90 96 100

%C 7 % Fe 3 C

Figure 7.2 – Diagramme fer-carbone – D’après Ctif. : Les lignes en traits pleins correspondent au diagramme métastable. : Les lignes en pointillés correspondent à l’équilibre stable. Dans ce dernier cas, dans chacune des zones d’équilibre des phases, la phase cémentite est remplacée par la phase graphite.Exemple : liquide + cémentite devient : liquide + graphite ; de même que : austénite + cémentite devient : austénite + graphite. : Partie du diagramme métastable récemment mis en évidence par des travaux russes. 310


7 • Fontes


Température (°C) δ+L

δ

1 560 1 500 1 440

L

1 380

δ +γ + L

1 320

δ+γ

1 260

γ+L

B

L +C

1 200

ALLIAGES FERREUX

γ

1 140

γ + L +C

1 080

γ+C

1 020 960 900 840

α +γ

780

α +γ + C

720

α+C

α

660 600 0

0,5

1,0

1,5

2,0

2,5

3,0

3,5

4,0

C (%)

Figure 7.3 – Coupe pseudo-binaire du diagramme Fe-C-Si, à 2,4 % de silicium. D’après Greiner, March, Stoughton, Alloys of iron and silicon, Mac Graw Hill Book, 1933.

Selon qu’il s’agit de graphite lamellaire, de graphite nodulaire – amas plus ou moins compacts – ou de cémentite, les propriétés de l’alliage solide sont fort différentes, même sans considérer les transformations à l’état solide de la phase ferreuse ; ces dernières s’apparentent d’ailleurs à celles des aciers et produisent les mêmes constituants : ferrite, perlite, bainite, martensite, austénite stabilisée, etc... Le graphite est un corps friable, tendre et lubrifiant, de masse volumique 2,3 g/cm3, soit près de trois fois inférieure à celle de la matrice ou des carbures ; le volume massique du graphite explique donc que, contrairement à tous les autres alliages industriels, une fonte graphitique gonfle à un moment donné de sa solidification. • Dans le cas d’une fonte de composition hypo-eutectique, l’agrégat eutectique décrit ci-dessus n’occupe pas toute la structure. Avant que le liquide n’atteigne la température eutectique, voisine de 1 150 °C, il se forme un réseau de cristaux à base de fer (austénite primaire) généralement sous forme dendritique. Ce réseau d’austénite subsiste tout en subissant des transformations analogues à celles de l’acier ; il peut en résulter un accroissement de la résistance mécanique de l’ensemble. La proportion volumique du réseau dendritique dit « proeutectique » dépend principalement de la composition chimique et détermine, dans le cas des fontes grises, un échelonnement de nuances ou qualités ; cette proportion varie théoriquement de 0 % (fontes eutectiques) à 100 % (transition avec les aciers), mais, en pratique, elle dépasse rarement 50 % parce que les risques de défauts de fonderie croissent avec cette proportion. 311


7 • Fontes

et classification des fontes • Pour situer la composition de la fonte par rapport à la composition eutectique, en se référant au système fer-carbone, on utilise un titre fictif dit « carbone équivalent » . Pour les fontes courantes, non alliées on peu alliées, on retient le plus souvent l’expression approchée : Ceq = C + 1/3 (Si + P), C, Si et P étant les teneurs pondérales. La valeur de Ceq varie, dans la pratique industrielle, entre 3,3 et 4,6 %. Si Ceq est voisin de 4,3 %, la fonte est comme dans le système fer-carbone, à peu près eutectique avec les propriétés de fonderie optimales. Si Ceq est inférieur à 4,3 %, la fonte est hypo-eutectique ; sa résistance mécanique tend à être plus élevée mais il faut une technologie adaptée pour pallier les risques de défauts. Les fontes fortement hyper-eutectiques (par exemple, celles que produit un haut fourneau), généralement fragiles, n’ont pas d’application directe en fonderie, sauf les lingotières d’aciérie ; elles peuvent cependant composer une partie des charges à refondre – gueuses de fonte « neuve » – selon la technique propre du fondeur. • En résumé, à l’état de livraison, le matériau « fonte » se présente comme un acier – la matrice – dans lequel sont incluses des particules de graphite ou de carbures dits « primaires » pour les distinguer des carbures plus fins formés dans l’acier à l’état solide. Dans une large mesure, ceci explique les propriétés des fontes ; mais il ne faut pas oublier : – que la matrice « acier » a une composition et une microstructure particulière ; – qu’en cas de traitement thermique ou d’usage à temperature élevée, il se produit des échanges notables entre le graphite, les carbures et la matrice dont en particulier la teneur en carbone est variable.

7.1.5 Classification industrielle Selon les considérations métallurgiques évoquées ci-avant, on classe les fontes ou les produits moulés en fonte en six grandes familles.

Fontes grises à graphite lamellaire Ces alliages sont peut-être plus connus sous le nom de fontes « ordinaires » car ce sont les plus anciennement utilisées en construction mécanique, en architecture métallique, chauffage domestique et industriel, équipement de voirie. Aujourd’hui encore, elles ont une place prépondérante en fonderie. Leur structure comprend essentiellement du graphite en lamelles – en paillettes –, ramifiées et arrangées en ensembles cellulaires, incluses dans une matrice le plus souvent perlitique ou perlito-ferritique. Elles peuvent contenir assez de phosphore pour former un réseau de cristaux analogues à des carbures mais moins durs. Leurs caractéristiques sont les suivantes : – leur résistance à la traction ne dépasse guère 400 MPa mais elles ont un meilleur comportement en compression, donc en flexion ; – leur dureté est modérée (200-280 HB) ; – elles sont très facilement usinables et résistent particulièrement bien à l’usure sans grippage ; – elles amortissent bien les vibrations ; 312

7 • Fontes


– elles résistent bien aux corrosions courantes et à la chaleur ; – elles reçoivent couramment des revêtements protecteurs : émaillage, bleuissage... En revanche, elles cassent sans déformation plastique apparente, ce qui les fait considérer comme fragiles, résistant mal – sauf sous forme suffisamment massive –à des chocs directs importants.

Fontes à graphite sphéroïdal Nées postérieurement à la Seconde Guerre mondiale, les fontes à graphite sphéroïdal – fontes GS –, dites aussi parfois fontes ductiles, sont obtenues par un traitement spécifique du métal liquide qui provoque au moment de la solidification un graphite non pas en lamelles mais sous forme de particules quasi sphériques (10 à 100 µm de diamètre). À part cette différence – capitale – la matrice métallique est comparable à celle d’une fonte grise ordinaire.

ALLIAGES FERREUX

B

La sphéricité du graphite, lui-même de résistance mécanique négligeable, régularise la répartition des contraintes dans la matrice et permet de mieux approcher les propriétés de l’acier correspondant. Ainsi, tout en conservant des propriétés de fonderie favorables, les fontes GS ont des résistances à la traction pouvant dépasser 900 MPa – du moins pour leurs variétés spéciales – avec des modules d’élasticité relativement élevés et des capacités de déformation plastique non négligeables, voire importantes. Certaines nuances ont une ténacité aux chocs suffisante pour permettre de les substituer en toute sécurité à de l’acier dans certaines applications remarquables comme les pièces de suspension et de freinage pour automobiles. Sans doute, les fontes GS n’ont pas tous les avantages des aciers ou des fontes grises et, en particulier, leur élaboration – quoique parfaitement maîtrisée – est relativement délicate et exige des contrôles spécifiques stricts. Elles ont été substituées systématiquement aux fontes grises, aux fontes malléables et aux aciers dans des applications très importantes, notamment en construction automobile, dans les canalisations et accessoires d’hydraulique et de voirie.

Fontes à graphite vermiculaire C’est une variété de fontes qui se développe lentement dans un champ d’application limité où l’on a besoin de propriétés combinant avantageusement celles des fontes grises et des fontes GS. La microstructure dite « vermiculaire » ou « compacte » du graphite – GCV – particules non sphériques, de forme allongée, mais beaucoup moins ramifiées que les lamelles des fontes grises, est obtenue par un traitement sur métal liquide dérivé de celui des fontes GS. On connaît des applications intéressantes – éléments de gros moteurs thermiques, par exemple – en raison d’une conductivité thermique plus grande que celle des fontes GS homologues et d’une résistance aux contraintes thermomécaniques supérieure à celle des fontes grises. Leur élaboration est au moins aussi délicate que celle des fontes GS ; elles peuvent être perlitiques, ferritiques, bainitiques... comme les autres fontes.

Fontes blanches et fontes trempées Fontes blanches Les fontes blanches sont caractérisées par l’absence complète du graphite car le carbone, en excès – par rapport à sa solubilité maximale dans l’austénite – est combiné au fer sous forme de carbures métastables. 313

7 • Fontes


Les carbures à base de fer ont des propriétés physiques très différentes de celles du graphite et, en particulier, leur dureté élevée augmente beaucoup celle de la fonte dont ils constituent une fraction volumique importante. Ainsi les fontes blanches, dures mais malheureusement plus ou moins fragiles, conviennent excellemment pour résister à l’usure abrasive ; en conséquence, il est très difficile, sinon impossible, de les usiner à l’aide d’outils coupants Pour la plupart des applications modernes – éléments de broyeurs, par exemple –, les fontes blanches sont encore durcies par l’ajout d’éléments d’alliage (nickel, chrome, molybdène, vanadium, tungstène) avec une certaine amélioration de la ténacité aux chocs.

Fontes trempées On appelle « fontes trempées » des fontes coulées au contact d’éléments refroidissants constituant le moule en tout ou partie ; ainsi les couches corticales solidifiées dans ces conditions sont en fonte blanche – effet de « trempe primaire » avec solidification dans le système métastable1 – tandis que le cœur et d’autres parties de la même pièce se solidifient en fonte grise ou GS. On a ainsi une pièce « composite » ou un « bimétal ». Exemple : poussoirs de soupape, certains cylindres de laminoirs... Les pièces de ce genre sont fabriquées dans des fonderies spécialisées.

Fontes malléables Par un recuit approprié, on peut industriellement décomposer les carbures primaires d’une fonte blanche suivant la réaction Fe3C → 3Fe + C (graphite). Il est remarquable que le graphite précipite alors dans la matrice, à l’état solide, sous forme de particules non sphériques qu’on peut néanmoins qualifier de « nodules ». Comme dans le cas des fontes GS, les propriétés s’approchent alors de celles de l’acier constituant la matrice, c’est-à-dire que la rupture est précédée par une déformation plastique importante. On parle ici de « malléabilité », ce qui est impropre mais consacré par l’usage.

Fontes malléables à « cœur noir » Connues depuis une centaine d’années, ces fontes malléables « à cœur noir » – à cause du graphite –, dites parfois « américaines », ont joué un grand rôle dans le développement du machinisme agricole, de l’automobile... Mais actuellement, leur production est pratiquement abandonnée en France, d’autres pays leur réservant encore une part de marché plus importante.

Fontes malléables « à cœur blanc » Un autre procédé classique pour produire des pièces déformables plastiquement à partir d’une fonte blanche consiste à la recuire en atmosphère décarburante – procédé Réaumur – pour éliminer la plus grande partie du carbone. Bien adapté aux petites pièces de quincaillerie, aux raccords tubulaires, aux éléments d’ornementation, ce procédé a été abandonné en France à cause de graves handicaps : la très longue durée du traitement thermique et la limitation de l’épaisseur des pièces – moins de 10 mm.

1. Cette trempe primaire ne doit pas être confondue avec la trempe superficielle au chalumeau ou par induction que les mécaniciens appliquent aux aciers et aux fontes.

314


7 • Fontes

et classification des fontes On remarquera toutefois que, parmi toutes les variétés de fontes, celles-ci que l’on nomme « malléables à cœur blanc » – ou encore malléables européennes – sont les seules qui soient soudables sans plus de précautions que l’acier ordinaire.

Fontes spéciales alliées La métallurgie des fontes permet d’améliorer leurs propriétés en vue d’applications définies et selon les mêmes principes que la métallurgie des aciers : apport d’éléments d’alliage, traitements thermiques. Ainsi, malgré les spécificités des fontes, on retrouve le même type de classification :

B ALLIAGES FERREUX

– les fontes peu alliées ou modérément alliées (teneur de quelques dixièmes ou quelques pour-cent) en nickel, chrome, cuivre, étain, molybdène, titane..., ne modifiant pas la structure mais rendant seulement la matrice plus fine, plus homogène, plus sensible aux traitements thermiques. Tel est le cas des fontes à graphite lamellaire, sphéroïdal ou vermiculaire et même les fontes blanches ; les possibilités sont au contraire fort restreintes dans le cas des fontes malléables (les éléments carburigènes étant évidemment exclus) ; – les fontes grises, GS ou blanches fortement alliées (jusqu’à 40 % de métaux divers) dont la structure et les propriétés sont profondément influencées par la composition : fontes austénitiques au nickel (cuivre) chrome, fontes ferritiques à haute teneur en silicium ou en aluminium... La coulée de pièces en fontes fortement alliées peut présenter des difficultés d’ordre métallurgique ou dues à des propriétés de fonderie défavorables ; c’est en principe la spécialité d’un petit nombre de fonderies qui n’en produisent le plus souvent que quelques nuances. Pour certaines pièces, fortement sollicitées par la corrosion, la chaleur, l’abrasion..., les fontes spéciales sont seules envisageables malgré leur coût beaucoup plus élevé que celui des fontes courantes.

7.1.6 Désignation rationnelle d’une fonte Dans les relations industrielles et commerciales, il convient évidemment d’utiliser en priorité, quand elles existent, les définitions et classifications normalisées. La norme NF EN 1560 précise maintenant, au niveau de l’Europe, la désignation des différentes familles de fontes. Cette désignation symbolique est constituée des six indications suivantes : • Indication n° 1 obligatoire : les lettres EN précisant qu’il s’agit d’une nuance normalisée ; • Indication n° 2 obligatoire : les lettres G (produit moulé) et J (fonte) ; • Indication n° 3 optionnelle : une lettre précisant, si nécessaire, la structure du graphite selon les correspondances suivantes : L = lamellaire

S = sphéroïdal

M = malléable

V = vermicualire N = sans graphite Y = structure spéciale • Indication n° 4 optionnelle : une lettre précisant, si nécessaire, la structure micro- ou macrographique selon les correspondances suivantes : A = austénite

F = ferrite

P = perlite

M = martensite

L = ledéburite

Q = trempe T = trempe et revenu B = cœur noir

W = cœur blanc

• Indication n° 5 obligatoire en a ou b : 315


7 • Fontes

et classification des fontes a) si elles sont classées selon leurs propriétés mécaniques : – la résistance à la traction en MPa, l’allongement en %, la résilience. On peut préciser le style d’échantillonage par l’une des lettres S (coulé séparément), V (essai attenant) ou C (prélevé sur pièce) ; Exemple : EN GJS-400-18S. – ou la dureté Brinell ou Vickers ; Exemple : EN GJS-HB155. b) si elles sont classées selon leur composition chimique, la lettre X est suivie des principaux éléments d’alliage et de leurs teneurs en % ; Exemple : EN GJL-XNi Mn 13-7. • Indication n° 6 optionnelle : des exigences complémentaires peuvent être précisées : D = brute de fonderie, H = ayant subi un traitement thermique, etc. Nota La norme NF EN 1560 définit aussi, au niveau européen, une symbolisation alphanumérique inspirée des principes ci-dessus ; mais elle n’est pas encore réellement entrée dans la pratique, elle ne sera donc pas décrite ici. D’autre part, compte tenu de la mise en place récente de la normalisation européenne, on risque de rencontrer encore souvent des désignations selon l’ancienne règle française. Les tableaux 7.2 et 7.3 présentent les principales familles de fontes industrielles.

Tableau 7.2 – Classification des fontes. Symboles

Classifications

Anciens symboles français*

EN GJL…

FGL

Fontes grises à graphite lamellaire

Non alliées

EN GJS…

FGS

Fontes à graphite sphéroïdal – ou ductiles ou fontes GS –

Non alliées

EN GJV…

FGV

Fontes à graphite vermiculaire

Non alliées

EN GJN…

FBC

Fontes blanches – carburiques, sans graphite –

Non alliées

EN GJMB…

FMN

Fontes malléables à cœur noir – avec graphite en nodules –

Non alliées

EN GJMW…

FMB

Fontes malléables à cœur blanc – décarburées sur quelques millimètres – Fontes spéciales alliées – nickel, chrome, cuivre, molybdène, vanadium, étain, silicium, aluminium, …

Non alliées

(*) D’après l’ancienne norme NF A 02-901.

316

Modérément ou fortement alliées


7 • Fontes

Tableau 7.3 – Structures possibles des fontes industrielles normales. Bainite, constituants Austénite Martensite de trempe et revenu, …

Perlite

Perlite + ferrite

Ferrite

Lamellaire

Oui

Oui

Oui

Oui

Oui

Oui

Sphéroïdal ou vermiculaire

Oui

Oui

Oui

Oui

Oui

Oui

En nodules de recuit

Oui

Oui

Oui

Non

Non

Oui

Pas de graphite – carbures –

Oui

Non

Oui

Oui

Oui

Oui

Graphite

B ALLIAGES FERREUX

Matrice

7.2 Normalisation des fontes Un long et important effort a été conduit par l’Afnor et le Bureau de normalisation de la fonderie BNIF 1 de développer et tenir à jour les normes de fonderie, particulièrement celles qui permettent de définir et de classer en « nuances » ou « qualités » les matériaux constituant les pièces moulées en fonte. Ainsi, a-t-on obtenu, à quelques détails près, une bonne concordance entre les trois niveaux de normalisation nationale, européenne et internationale.

7.2.1 Symbolisation normalisée des fontes La norme NF EN 1560 (mai 1989) : Produits de fonderie – Désignation conventionnelle des fontes de toutes catégories peut être résumée ici très brièvement. Les symboles des principales familles de fontes sont les suivants : • EN • EN • EN • EN • EN • EN • EN

GJL (FGL2) : fonte grise à graphite lamellaire ; GJS (FGS2) : fonte à graphite sphéroïdal ; GJV (FGV2) : fonte à graphite vermiculaire ; GJMB (FMN2) : fonte malléable à cœur noir (graphite nodulaire) ; GJMW (FMB2) : fonte malléable à cœur blanc ; GJN (FBC2) : fonte blanche (carbures) ; GJF (FBF2) : fonte blanche spéciale à matrice ferritique.

Ces lettres sont suivies de chiffres précisant la valeur minimale de la résistance à la traction Rm (en MPa) et, le cas échéant, de l’allongement de rupture ou une valeur nominale de dureté ; dans ce dernier cas, le nombre est précédé de HB. Des indications sur les teneurs en éléments d’alliages – composition normalisée ou non – figurent à la suite s’il y a lieu. Enfin, il peut être ajouté des compléments tels que :

1. BNIF : 44, avenue de la Division Leclerc, 92310 Sèvres. 2. Ancienne symbolisation française.

317

7 • Fontes


• V signifiant que Rm est contrôlée par prélèvement dans une éprouvette attenante ou adhérente (et non dans un barreau coulé à part, suivant la règle générale) ; • RT ou LT signifiant qu’une résistance au choc est garantie à la température ambiante ou à une température plus basse indiquée à la suite : Exemples • EN GJL-250 V (FGL 250 A1) : fonte grise ; Rm < ? MAC (179) > 250 MPa sur éprouvette attenante aux pièces ; • EN GJS-500-7-S (FGS 500-71) : fonte GS ; Rm < ? MAC (179) > 500 MPa ; A < ? MAC (179) > 7 % (éprouvette coulée séparément) ; • EN GJS-HB 185 (FGS HB 1851) : fonte GS de dureté nominale 185 HB ; • EN GJS-400-18-LT (FGS 400-18 L 601) : fonte GS ; Rm < ? MAC (179) > 400 MPa ; A < ? MAC (179) > 18 % ; résilience garantie à -60 °C ; • EN GJN X Ni-Cr-4-2 (FBC Ni4 Cr2 HC1) : fonte blanche ; teneur en nickel (4 %) et chrome (2 %) ; haute teneur en carbone. On notera bien que ce système peut être utilisé licitement, même pour des nuances de fonte non normalisées.

7.2.2 Normes d’essais particulières aux fontes Ces normes sont les suivantes : • NF A 01-800 (septembre 1986) : Prélèvement et préparation des échantillons destinés à la détermination de la composition chimique ; • NF EN ISO 14284 (décembre 2002) : Fontes et aciers – Prélèvement et préparation des échantillons pour la détermination de la composition chimique ; • NF EN ISO 6506-1 (avril 2006) Matériaux métalliques – Essai de dureté Brinell – Partie 1 : méthode d’essai ; • NF A 03-202 (novembre 1967) : Essai de choc de la fonte grise (sur éprouvette biappuyée non entaillée) ; • NF EN 1369 (février 1997) : Fonderie. Contrôle par magnétoscopie ; • NF EN 1370 (février 1997) : Fonderie. Contrôle de la rugosité de surface par comparateurs visotactiles ; • NF EN 1371-1 (août 1997) : Fonderie. Contrôle par ressuage. Partie 1 : pièces moulées au sable, en coquille, par gravité et basse pression ; • NF EN ISO 12680-3 (mai 2003) : Fonderie – Contrôle par ultrasons – Partie 3 : pièces moulées en fonte à graphite sphéroïdal ; • NF A 03-604 (juin 1977) : Essai d’usinabilité des fontes ; • NF EN ISO 945 (novembre 1994) : Fonte ; désignation de la microstructure du graphite. • NF A 04-197 (mai 2004) : Produits de fonderie – Pièces moulées en fonte à graphite sphéroïdal - Caractérisation de la forme du graphite par analyse d’image ; • NF EN 1011-8 (mai 2005) : Soudage – Recommandations pour le soudage des matériaux métalliques – Partie 8 : soudage des fontes. Les conditions des essais de flexion statique, de cisaillement, se trouvent dans la norme NF EN 1561 – Fonderie. Fonte à graphite lamellaire. Les conditions de prélèvement des éprouvettes de traction sont indiquées dans les normes de produits.

1. Ancienne symbolisation française.

318

7 • Fontes


7.2.3 Normes de produits – Matériaux Les classifications des fontes moulées constituant les pièces figurent dans la série des normes suivantes (Produits de fonderie) : • NF EN 1561 (octobre 1997) : Fonderie. Fonte à graphite lamellaire ; • NF EN 1563 (octobre 1997) : Fonderie. Fonte à graphite sphéroïdal. Document modifié par les amendements NF EN 1563/A1 (avril 2003) et NF EN 1563/A2 (décembre 2005) ; • NF EN 13835 (février 2003) : Fonderie – Fonte austénitique. Document modifié par l’amendement NF EN 13835/A1 (octobre 2006) ; • NF EN 12513 (décembre 2000) : Fonderie – Fontes résistant à l’usure par abrasion ; • NF EN 1562 (octobre 1997) : Fonderie. Fonte malléable. Document modifié par l’amendement NF EN 1562/A1 (septembre 2006) ; • NF EN 1564 (octobre 1997) : Fonderie. Fonte bainitique. Document modifié par l’amendement NF EN 1564/A1 (avril 2006) ; • ISO 17804 (novembre 2005) : Fonderie – Fonte ausferritique à graphite sphéroïdal – Classification.

ALLIAGES FERREUX

B

Les normes suivantes opèrent des regroupements en fonction des applications : • NF A 32-160 (décembre 1986) : Fontes moulées pour emploi aux basses températures ; • NF A 32-211 (janvier 1991) : Fontes à graphite sphéroïdal pour robinetterie et appareils à pression ; • XP F 05-393 (novembre 1995) : Pièces moulées en fonte malléable ferritique pour installations fixes de traction électrique (norme expérimentale).

7.2.4 Dimensions – Conditions de commande et réception Les principales normes suivantes définissent la pratique des rapports entre fondeurs et utilisateurs de pièces moulées en fonte. On notera qu’une partie des normes est passée dans la normalisation européenne. D’autres sont encore spécifiquement françaises : leur étude est en cours par le comité CEN/TC 190 (Techniques de fonderie). • NF EN 1559-1 (septembre 1997) : Fonderie. Conditions techniques de fourniture. Généralités. • NF EN 1559-3 (septembre 1997) : Fonderie. Conditions techniques de fourniture. Spécifications complémentaires pour les pièces moulées en fonte. • NF EN ISO 8062-3 (octobre 2007) : Spécification géométrique des produits (GPS) – Tolérances dimensionnelles et géométriques des pièces moulées – Partie 3 : tolérances dimensionnelles et géométriques générales et surépaisseurs d’usinage pour les pièces moulées ; • NF A 48-830 ; NF A 48-851 ; NF EN 12842 ; NF EN 14525 ; NF EN 545 ; NF EN 598 ; NF EN 877 ; NF EN 877 / A1 ; NF EN 969 : Série de normes relatives aux éléments de canalisations en fonte.

7.3 Propriétés des fontes moulées et conditions d’usage spécifique 7.3.1 Caractéristiques de traction et dureté Certaines applications mises à part (équipement sanitaire et domestique, cuves pour l’industrie chimique, mobilier urbain ornemental,…), la plupart des pièces moulées en fonte sont conçues en vue d’une fonction mécanique. Le matériau qui les constitue doit donc, comme dans le cas des aciers de construction, être défini à l’aide de caractéristiques mécaniques de référence ; les plus utilisées en pratique sont données par les essais de traction 319

7 • Fontes


et de dureté dans les conditions des normes particulières 1. On classe ainsi les fontes en « nuances » ou « qualités » échelonnées, offertes au choix du concepteur ou de l’utilisateur.

Fontes grises En raison de l’effet d’entaille du graphite lamellaire dans la matrice, le comportement des fontes grises sous sollicitation statique uni-axiale – traction et compression simples – est particulier. Les particularités de ce comportement sont les suivantes (figure 7.4) : – la courbure du diagramme effort-déformation apparaît dès les plus faibles contraintes, sans limite d’écoulement définie ; – il existe une nette dissymétrie entre traction et compression ; – il y a rupture par traction sans déformation plastique notable (A < 1 %) sous une contrainte Rm caractérisant la nuance ; – le module d’élasticité Eo (représenté par la tangente à l’origine) est très largement variable selon la nuance. La notion de limite d’élasticité s’applique donc mal aux fontes grises et c’est pourquoi la charge unitaire de rupture par traction Rm sert de base à toutes les classifications des fontes grises ; Rm est compris couramment entre 100 et 400 MPa, les valeurs les plus élevées correspondant à des fontes perlitiques de structure fine élaborées avec soin – inoculation – et contenant au besoin de faibles teneurs en nickel, cuivre, chrome... En harmonie avec l’ISO, la norme NF EN 1561 classe et désigne les fontes grises de plusieurs manières : – d’après la résistance à la traction minimale garantie mesurée dans une éprouvette coulée à part (tableau 7.4) ; – d’après la valeur de Rm mesurée dans des éprouvettes attenantes aux pièces ; la valeur minimale probable dans la pièce est donnée, à titre indicatif, selon l’épaisseur (tableau 7.5) ; cette méthode ne peut s’appliquer qu’aux pièces assez grosses (épaisseur > 20 mm) ; – d’après la dureté Brinell – HB – mesurée sur les pièces elles-mêmes en des points convenus ; cette méthode est commode si la dureté présente plus d’intérêt que la résistance à la rupture en raison de ses rapports avec l’usinabilité et la résistance à l’usure. On voit que la dureté s’échelonne couramment de 100 à 250 HB. Les valeurs les plus élevées correspondent à des structures perlitiques ou à de fins constituants de trempe et revenu obtenus éventuellement en présence d’éléments d’alliage. Dans certains cas, de fins carbures peuvent rendre l’usinage difficile. Les valeurs les plus basses correspondent à des structures à prédominance ferritique, obtenues éventuellement par recuit. L’influence du graphite – forme, finesse et quantité – est beaucoup plus faible sur la dureté que sur la résistance à la traction.

Fontes à graphite sphéroïdal – GS – et fontes malléables Ces fontes sont réunies par les professionnels sous le vocable des « fontes à graphite nodulaire » afin d’exprimer que, malgré des techniques de fabrication et des développements fort différents, leurs propriétés, et en particulier leurs caractéristiques de traction, se ressemblent en se rapprochant de celles des aciers.


320

7.3 Propriétés des fontes moulées

7 • Fontes

et conditions d’usage spécifique

(MPa) σ (daN/mm 2 ) 60 56,0

500

Compression

48,5

50

B ALLIAGES FERREUX

600

42,0 400

40 Traction

34,0 300

30 29,0

23,5 200

20 18,5

100

0

L3

13,5

R t ≈ 35 daN/mm 2 A ≈ 0,7 % E 0 ≈ 14 200 daN/mm 2

10

0 0,05 0,1

0,2

0,3

0,4

0,5

0,6

0,7

0,8 ε (%)

Figure 7.4 – Diagrammes extensométriques de traction et de compression d’une fonte grise perlitique. Tiré de M. Hecht, Éléments pour le calcul des pièces en fonte supportant des efforts de flexion, Ctif, 1975.

Leur diagramme effort-déformation présente les caractéristiques suivantes : – en traction, comme en compression, il existe une partie sensiblement rectiligne avec une limite d’écoulement apparente, ce qui permet de caractériser une limite d’élasticité conventionnelle à 0,2 % (R0,002) ; – ce diagramme est presque symétrique par rapport à l’origine ; – le module E0 (module de Young) varie peu avec les nuances et, quoiqu’il soit inférieur à celui des aciers (≈ 210 GPa), il est voisin de 180 GPa, nettement supérieur à celui des fontes grises les plus résistantes ; 321


7 • Fontes

et conditions d’usage spécifique Tableau 7.4 – Classification des fontes grises à graphite lamellaire d’après essai sur éprouvette coulée à part (norme NF EN 1561). Nuances EN GJL 100

Épaisseur déterminante

Rm (MPa)

A (%)

5 à 40 mm

100-200

0,3-0,8

2,5 à 300 mm

150-200

0,3-0,8

2,5 à 300 mm

200-300

0,3-0,8

5 à 300 mm

250-350

0,3-0,8

10 à 300 mm

300-400

0,3-0,8

10 à 300 mm

350-450

0,3-0,8

EN JL 1010 EN GJL 150 EN JL 1020 EN GJL 200 EN JL 1030 EN GJL 250 EN JL 1040 EN GJL 300 EN JL 1050 EN GJL 350 EN JL 1060

– la rupture se produit après un allongement pouvant atteindre 20 % pour les nuances les plus « ductiles » ou les plus « malléables », avec Rm ≥ 400 MPa. Les conditions de prélèvement des éprouvettes de traction diffèrent selon le type de fonte : – dans le cas des fontes GS, l’éprouvette est usinée dans un bloc spécial coulé à part, de taille assortie à l’épaisseur des pièces ; – dans le cas des fontes malléables dont la structure est modifiée au voisinage de la peau de fonderie, et qui constituent souvent des pièces en majeure partie non usinées, l’usage est de faire l’essai de traction sur des éprouvettes de forme non usinées, coulées séparément et recuites avec les pièces. Bien que les limites d’élasticité minimales soient garanties pour toutes les nuances, on observe que, par analogie avec la fonte grise, la désignation des nuances rappelle les valeurs minimales de Rm et de A, sans faire apparaître R0,002. On trouvera au tableau 7.6 les symboles des caractéristiques des fontes GS non alliées et des fontes malléables selon les normes françaises actuellement en vigueur. Lorsque, du fait de la composition et/ou du traitement thermique, la structure passe de ferritique à perlitique, Rm, R0,002 et HB augmentent tandis que A diminue.

Fontes à graphite vermiculaire – GCV

En raison de la forme volontairement intermédiaire du graphite – mais il ne doit y avoir ni sphéroïdes ni lamelles développées –, les caractéristiques de traction, bien que plus 322


7 • Fontes

et conditions d’usage spécifique Tableau 7.5 – Classification des fontes grises à graphite lamellaire d’après essai sur éprouvette attenante ou adhérente – Norme NF EN 1561 –

Nuances :

Valeurs garanties Résistance minimale à la traction Rm (en MP a)

Valeurs sur pièces à titre indicatif

Plus de :

Jusqu’à et y compris :

EN GJL 150 EN JL 1020

20 40 80 150

40 80 150 300

120 110 100 90

110 95 80 –


20 40 80 150

40 80 150 300

170 150 140 130

155 130 115 –


20 40 80 150

40 80 150 300

210 190 170 160

195 170 155 –


20 40 80 150

40 80 150 300

250 220 210 190

240 210 195 –


20 40 80 150

40 80 150 300

290 260 230 210

280 250 225 –

B ALLIAGES FERREUX

Épaisseur des pièces « e » (en mm)

faibles, s’apparentent à celles des fontes GS dont elles dérivent. Quelques fonderies européennes proposent des nuances de résistance échelonnée, mais le développement industriel n’est pas encore suffisant pour qu’une normalisation s’impose. Nous nous contenterons ici des quelques remarques suivantes : – le module E0 (de l’ordre de 150 GPa) est au moins égal à celui des fontes grises les plus résistantes mais inférieur à celui des fontes à graphite nodulaire ; – on peut déterminer une limite d’écoulement ; – Rm est compris entre 280 et 450 MPa tandis que A varie de 5 à 1 % et R0,002 de 220 à 350 MPa ; – les duretés sont voisines de celles des fontes grises de même structure (130 à 280 HB).

Fontes blanches Qu’elles soient alliées ou non, les fontes blanches sont utilisées presqu’exclusivement pour leur dureté et leur résistance à l’usure par abrasion. Elles ne sont donc pas caractérisées par l’essai de traction, difficile à faire d’ailleurs en raison de l’inusinabilité et de la fragilité, mais quelques travaux spéciaux permettent d’avoir au besoin une estimation de leur comportement mécanique. La norme NF EN 12513 donne, pour chaque nuance de matériau, la désignation, conforme à la norme EN 1560, la composition chimique et la dureté Vickers. 323


7 • Fontes

et conditions d’usage spécifique Tableau 7.6 – Symboles des fontes GS et des fontes malléables

Structures

Norme NF EN 1563 Norme NF EN 1562 Norme NF EN 1562

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(*) Nuances pouvant faire l’objet d’une garantie de résilience. NB : Il faut bien noter que les conditions de prélèvement des éprouvettes de traction diffèrent entre fontes GS et fontes malléables ; donc les caractéristiques minimales (Rm et A) ne sont pas strictement comparables.

Fontes grises et fontes GS alliées L’intérêt de faibles additions dans les fontes n’est pas principalement d’améliorer les caractéristiques de traction. Ainsi, des fontes perlitiques – sans carbures libres – faiblement alliées (par exemple : 2 % de nickel + 0,5 % de chrome) auront des valeurs de Rm et R0,002 supérieures de quelque 20 à 50 MPa seulement, mais surtout seront plus homogènes et moins sensibles à l’épaisseur ; de même, le durcissement pourra être de 20-30 HB ; ceci est vrai pour les fontes GS et GCV comme pour les fontes grises. En revanche, les fontes fortement alliées et/ou traitées thermiquement peuvent avoir des résistances très augmentées – fontes bainitiques obtenues par trempe étagée – ou au contraire plutôt faibles – fontes austénitiques. Ainsi les fontes GS bainitiques, dites aussi ADI, atteignent le maximum actuellement possible dans la famille des fontes, soit les valeurs suivantes : – – – –

Rm : 900 à 1 600 MPa ; R0,002 : 700 à 950 MPa ; A : 16 % à 2 % ; HB : 240 à 400.

Ces fontes, produites par un très petit nombre de sociétés devraient retenir davantage l’attention des mécaniciens. Quant aux fontes austénitiques, elles sont connues depuis longtemps et nous renvoyons à la norme NF EN 13835 qui précise les valeurs minimales garanties pour diverses nuances à graphite lamellaire et à graphite sphéroïdal. Les remarques que nous venons de faire s’appliquent le cas échéant aux fontes à graphite vermiculaire. 324


7 • Fontes


7.3.2 Propriétés mécaniques diverses Les caractéristiques de résistance à la traction et de dureté choisies pour définir les qualités normalisées de la plupart des matériaux métalliques ne suffisent pas à évaluer leur comportement mécanique général mais c’est encore plus vrai dans le cas des fontes moulées. En effet, comparées aux autres alliages, les fontes de construction (non blanches) ont un degré de liberté supplémentaire : le graphite. Or, l’effet des particules de graphite : forme, taille, quantité, interfère avec les propriétés de la matrice.

B ALLIAGES FERREUX

Module d’élasticité Alors que la dureté dépend essentiellement de la matrice, le module d’élasticité est directement lié à la structure du graphite. Or, ce module est très important pour le concepteur. Dès qu’une courbe effort-déformation n’est pas rectiligne, le module d’élasticité varie en tout point et l’on peut en prendre des valeurs moyennes correspondant aux domaines de contrainte utiles à considérer. Dans le cas des fontes grises, on retient habituellement la valeur à l’origine E0 – module de Young – qui correspond aux plus faibles contraintes. On peut évaluer E0 d’après la pente à l’origine sur un diagramme de traction-compression ou de flexion mais d’autres méthodes plus commodes consistent à mesurer soit la vitesse de propagation du son, soit la fréquence de résonance qui sont proportionnelles à E 0 . En définitive, nous retiendrons que pour les fontes grises E0 varie couramment de 60 000 à 150 000 MPa, les valeurs les plus élevées correspondant au graphite le plus fin et le moins abondant, quelle que soit la matrice.Pour les fontes GS et les fontes malléables, le domaine de variation est plus resserré : de 160 000 à 190 000 MPa. Pour les fontes blanches, les valeurs rejoignent celles de l’acier : de 200 000 à 220 000 MPa. Les fontes austénitiques ont, toutes choses égales d’ailleurs, un module E0 plus faible que les fontes à matrice α : ferrite, perlite, bainite, constituants de trempe et revenu... Ces indications sont résumées dans le tableau 7.7. Tableau 7.7 – Estimation du module d’élasticité E0 – module de Young – des fontes. Nuances

Module d’élasticité Eo

Fontes grises GJL

60 à 150 GPa (selon nuance)

Fontes à graphite sphéroïdal GJS GJMB

160 à 190 GPa 160 à 190 GPa

Fontes malléables perlitiques GJMW

160 à 210 GPa

Fontes blanches GJN

200 à 210 GPa

Compression, flexion, cisaillement La résistance à ces sollicitations qu’on peut déterminer par des méthodes non normalisées et très conventionnelles ne présente un réel intérêt que dans le cas des fontes 325


7 • Fontes

et conditions d’usage spécifique grises : l’effet d’entaille du graphite est moins critique et il est bien connu que les pièces en fonte grise se comportent mieux en compression qu’en traction. En écrasant une éprouvette usinée cylindrique dont le rapport hauteur/diamètre est de 2 ou 3, on constate que la charge unitaire d’effondrement en compression vaut 2,5 à 4 fois la résistance à la traction. Ceci a des conséquences favorables en cas de flexion. Ainsi le module de flexion d’un barreau droit usiné ou non, chargé entre deux appuis FLd M F = ----------l (avec : F la charge de rupture, L la distance entre les appuis, d la distance de la fibre neutre à la fibre la plus tendue, I le module d’inertie de la section par rapport à son axe), calculé à la rupture, vaut de 1,5 fois Rm pour Rm voisin de 400 MPa à 2,5 fois Rm pour Rm voisin de 100 MPa. Les pièces en fonte grise peuvent donc supporter sans rupture des charges nettement supérieures à celles qu’on calculerait en résistance des matériaux classique à partir de Rm. L’essai de cisaillement est exécuté habituellement, à l’aide d’un dispositif approprié, sur de petites éprouvettes usinées – diamètre de 5,64 mm – éventuellement très courtes, donc faciles à prélever dans des pièces. La charge unitaire de rupture est reliée à Rm de façon peu précise mais on trouve en général un écart de 10 à 40 MPa en faveur de la résistance au cisaillement. Rappelons que ces indications sur la compression, la flexion et le cisaillement ne concernent ni les fontes nodulaires, qui se comportent plutôt comme les aciers, ni les fontes blanches en raison de leur fragilité.

Résistance au choc – Résilience La résistance au choc des fontes grises, réputées fragiles à cause de l’effet d’entaille du graphite, est appréciée suivant la norme NF A 03-202 en mesurant l’énergie KG absorbée par la rupture d’une éprouvette usinée – diamètre de 20 mm – soumise à la flexion par choc entre appuis distants de 100 mm sur un mouton-pendule de 49,05 J. Pour l’ensemble des fontes grises, KG varie dans le même sens que Rm : 15 à 35 J pour Rm variant de 150 à 400 MPa. Dans le cas des fontes GS, on utilise une méthode de type Charpy – entaille en V de 2 mm de profondeur. Certaines nuances de fontes GS ferritiques ou austénitiques ont ainsi une « résilience » minimale garantie suffisante pour qu’on puisse les considérer comme « exemptes de fragilité » et par conséquent les utiliser dans la construction de certains appareils à pression soumis à réglementation – norme NF A 32-160. Bien entendu, ni la résilience, ni la résistance au choc déterminées sur éprouvettes ne peuvent prédire le comportement d’une pièce industrielle soumise à des sollicitations brusques. Ainsi, une enclume en fonte grise suffisamment massive pourra résister à des chocs même violents. Beaucoup de pièces en fonte GS ou malléables perlitiques – matériaux dont la résilience Charpy V2 est à peine supérieure à celle des fontes grises – sont utilisées couramment pour des applications dites « de sécurité » et supportent très bien des chocs sans rupture – bras de suspension par exemple. À cet égard, le tracé de la pièce joue un rôle aussi important que la qualité du matériau. Même les fontes blanches – indéniablement fragiles – sont utilisées dans des cas où les chocs sont importants – boulets de broyeurs par exemple. 326


7 • Fontes


Résistance à la fatigue Bien qu’elles aient un comportement normal en fatigue selon les essais usuels, on ne contrôle pas industriellement la résistance à la fatigue des fontes ; toutefois, on peut indiquer des rapports d’endurance puisqu’on relève une nette limite de fatigue en coordonnées de Wöhler : par exemple, essai de flexion rotative sur éprouvette entaillée ou non. Pour les fontes grises, peu sensibles à l’entaille, le rapport d’endurance est compris entre 0,33 et 0,60, les valeurs les plus faibles correspondant en général aux résistances Rm les plus élevées. Les meilleures limites de fatigue sont néanmoins atteintes par les fontes les plus résistantes : 160 à 180 MPa pour Rm voisin de 400 MPa.

B ALLIAGES FERREUX

Pour les fontes GS et malléables, le rapport d’endurance sur éprouvettes non entaillées varie autour de 0,4 dans des limites plus étroites, mais l’effet d’entaille est beaucoup plus sensible que pour les fontes grises dont le facteur de réduction est de l’ordre de 2. Il existe quelques exemples de diagrammes de Goodman (figure 7.5).

Usure par frottement La tenue au frottement est caractérisée par les paramètres suivants : – le coefficient de frottement ; – l’usure ; – le risque de grippage.

Limite de fatigue (MPa)

Les fontes ont, à cet égard, des propriétés spécifiques avantageuses.

600 5

500 4 400

3

300

2 1

200 100

45 °

0 – 100 – 200 – 300 0

100 200 300 400 500 600 Contrainte moyenne (MPa)

Figure 7.5 – Diagramme donnant la limite de fatigue de différentes nuances de fonte à graphite sphéroïdal, en flexion (tiré de Manuel des fontes moulées, Industries de la fonderie, 1983). 1 : fonte GS 380-17 (ancienne norme) ; 2 : fonte GS 420-12 (ancienne norme) ; 3 : fonte GS 500-7 ; 4 : fonte GS 600-2 ; 5 : fonte GS 700-2. 327

7 • Fontes


Pour les fontes graphitiques – grises, GS et malléables – le coefficient de frottement est de l’ordre de 0,15 pour le glissement non lubrifié sur acier, et de 0,25 à 0,50 pour le glissement fonte sur fonte, mais l’influence de l’état de surface est considérable. En première approximation, la résistance à l’usure augmente avec la dureté ; toutefois au contact de deux fontes – segment et chemise par exemple – ce n’est pas nécessairement la plus douce qui s’use le plus ; le module d’élasticité – on a proposé HB/E0 comme « module d’usure » – et la diffusivité thermique jouent également un rôle important. La dureté ne suffit donc pas à caractériser la résistance à l’usure. Dans la plupart des cas, une fonte perlitique, fine et homogène, donne satisfaction mais, sous très faible charge, une matrice parfaitement ferritisée par recuit convient à certaines applications comme les corps de compresseurs pour réfrigérateurs. Pour pallier l’adoucissement sous l’effet de la chaleur, on peut allier modérément la fonte – cuivre, nickel, chrome, molybdène. Les risques de grippage auxquels le graphite s’oppose en principe proviennent surtout d’inhomogénéités structurales amenant, sous charge trop forte, le détachement et l’incrustation de particules abrasives ou le soudage de micro-aspérités surchauffées. On diminue considérablement l’usure de la fonte en la durcissant superficiellement soit par trempe martensitique (chalumeau ou haute fréquence) –, soit par trempe carburique : – par exemple, certains poussoirs de soupape coulés contre refroidisseur. Ces pratiques sont le plus souvent nécessaires en cas de frottement en milieu abrasif. Les pièces destinées à l’usure par abrasion sévère sont généralement réalisées en fonte blanche : éléments de broyeurs pour minéraux, pièces de pompes véhiculant des boues en milieu plus ou moins corrosif. Les meilleures performances sont celles des fontes blanches martensitiques au nickel-chrome (« nihard ») ou des fontes blanches fortement alliées : 15 % de chrome + 3 % de nickel, normalisées ; la norme NF EN 12513 précise d’ailleurs les traitements thermiques ainsi que les gammes de dureté. C’est en effet l’ensemble microstructure-dureté-composition chimique qu’il faut prendre en compte. On notera enfin que certaines techniques spéciales comme la double coulée, utilisée pour certains cylindres de laminoirs, donnent des pièces composites ou « bimétal » : couches corticales en fonte blanche trempée, cœur en fonte différente non fragile – fonte GS, par exemple.

Mécanique de la rupture Les méthodes visant à déterminer la résistance à l’amorçage et à la propagation des fissures sous contraintes statiques ou en fatigue oligocyclique ont été appliquées aux fontes, de telle sorte qu’on a une idée générale de leur comportement. Les fontes grises n’ont qu’une faible résistance à la propagation des fissures ; les valeurs de K1C correspondantes sont de l’ordre de 25 à 40 MPa m . Le facteur critique d’intensité de contraintes des fontes GS et malléables est plus élevé – jusqu’à 90 MPa m – surtout avec une matrice ferritique, car ici la ténacité diminue lorsque Rm et R0,002 augmentent. Signalons toutefois que, malgré une cassure plane, la propagation brutale ne correspond pas toujours à une valeur de K1C « valide » à cause de la décohésion entre graphite et matrice dans une zone précédant le front principal de fissuration. Quant à la vitesse de propagation des fissures de fatigue – loi de Pâris –, il a été observé que, pour ΔK = 20 MPa m , par exemple, elle est jusqu’à 100 fois plus grande pour les fontes grises que pour un acier ferrito-perlitique corroyé, mais la dispersion est importante ; les fontes GS ont un comportement intermédiaire. 328


7 • Fontes


7.3.3 Propriétés physiques les plus utiles

Masse volumique

La masse volumique des fontes est d’environ 10 % inférieure à celle des aciers. Ainsi, prendra-t-on 7 200 kg/m3 comme masse volumique de la fonte grise ordinaire. Cette valeur de référence vaut également pour les fontes à graphite nodulaire ou vermiculaire. Alors que les divers constituants de la matrice ferreuse ont une masse volumique voisine de 7 800 kg/m3, le graphite est environ 3,5 fois moins dense. On comprend donc que la masse volumique d’une fonte donnée dépend surtout de sa teneur volumique en graphite, donc principalement de la teneur massique en carbone (tableau 7.8).

ALLIAGES FERREUX

B

Tableau 7.8 – Masse volumique des principaux types de fontes – en g/cm3 – à la température ambiante Nuances

Masse volumique

Fontes grises GJL

6,8 à 7,4 (selon la quantité de graphite)

Fonte à graphite sphéroïdal GJS

7,1 à 7,2

Fonte malléable

7,2 à 7,3

Fonte à graphite vermiculaire GJV

7,0 à 7,3

Fonte blanche non alliée

7,6 à 7,3

Fonte austénitique

7,4 à 7,6

Fonte blanche ferritique au chrome

7,3 à 7,5

Dilatation thermique Nous ne pouvons décrire ici les changements de volume réversibles ou non qui accompagnent les transformations structurales, notamment dans le cas des fontes spéciales. On retiendra les deux valeurs suivantes de référence du coefficient α pour les fontes courantes non alliées : • α à 20 °C : environ 11 x 10-6 par °C ; • αmoyen de 200 à 500 °C : environ 13 × 10–6 par °C. Le tableau 7.9 donne, à titre d’exemple, la variation du coefficient α en fonction de la température, dans le cas d’une fonte grise perlitique de bonne résistance mécanique.

Tableau 7.9 – Coefficients de dilatation d’une fonte grise perlitique

Intervalle de température (°C) Valeur moyenne de α en 10- 6 K- 1

— 100 — 50 — 25 20 —075 — 25 — 00 100 6,6

9,7

10,1

10,0

20 200

20 500

20 700

11,0

13,1

13,7

329

7 • Fontes


Les mêmes valeurs peuvent être acceptées en première approximation pour les autres fontes non alliées ou très peu alliées ayant une matrice non trempée ferritique. Toutefois, les fontes alliées austénitiques et les fontes ordinaires au-delà de leur point de transformation AC (vers 800 °C) ont des coefficients de dilatation nettement plus élevés (= 18 × 10 –6par °C) ou au contraire pour de très hautes teneurs en nickel (35 %) exceptionnellement faibles.

Propriétés magnétiques et électriques Les fontes non alliées sont des matériaux magnétiques non rémanents. Les fontes ferritiques, magnétiquement douces, ont une perméabilité magnétique approchant 2 000 µH/m tandis que celle des fontes perlitiques, magnétiquement dures, atteint à peine 400 µH/m. Les fontes blanches ont une perméabilité magnétique encore inférieure. Le champ coercitif varie inversement : 0,7 kA/m pour les fontes dures et 0,2 kA/m pour les fontes douces. Finalement, les pertes par hystérésis sont de l’ordre de 2,5 kJ/m3 pour une fonte dure et de 1 kJ/m3 pour une fonte douce. La forme du graphite a un rôle non négligeable mais secondaire par rapport à la matrice. À matrice comparable, une fonte GS a une perméabilité magnétique moins de deux fois plus élevée qu’une fonte grise ordinaire. Certaines fontes austénitiques à graphite lamellaire ou sphéroïdal sont recherchées pour leur amagnétisme – perméabilité relative de l’ordre de 1,031. La résistivité électrique des fontes augmente avec la température : elle double à peu près entre 0 et 800 °C ; elle varie sensiblement avec la composition et la microstructure. On donnera pour une fonte grise perlitique, de qualité moyenne, une résistivité à 20 °C d’environ 80 µΩ x cm. Un traitement thermique de ferritisation diminue fortement la résistivité ; celle-ci diminue aussi lorsque le graphite passe des formes lamellaires grossières aux formes lamellaires fines, puis aux formes compactes et sphéroïdales. Le minimum sera obtenu pour la fonte GS ferritique à teneur en silicium limitée : environ 50 µΩ × cm. Pour d’autres fontes, on trouve, par exemple, les valeurs suivantes : – fonte blanche martensitique : 80 µΩ × cm ; – fonte austénitique à graphite lamellaire2 : 140-170 µΩ × cm ; – fonte austénitique GS1 : 100 µΩ × cm ; – fonte à 22 % d’aluminium : 240 µΩ × cm.

7.3.4 Influence de la température sur les propriétés mécaniques Les propriétés mécaniques ne varient que très peu entre – 50 et + 350 °C, avec toutefois les deux exceptions suivantes : – les fontes ayant une structure de trempe (martensitique, bainitique) s’adoucissent sensiblement par revenu à partir de 200 °C, avec diminution corrélative de la résistance ; – la résilience de certaines fontes à graphite nodulaire ferritiques pourra être affectée par transition de la rupture ductile à la rupture fragile en cas de choc à température audessous de la température ambiante – cf. les garanties données par les normes.

1. Cf. la norme NF EN 13835. 2. Cf. la norme NF EN 13835.

330

7 • Fontes


Résistance à chaud Au-dessus de 350 °C, la résistance mécanique décroît rapidement et devient très faible à partir de 700 °C ; même les fontes alliées dites « réfractaires » sont très affaiblies au-delà de 500 °C. Corrélativement, le fluage devient déterminant au-delà de 350 °C. Ainsi, par exemple, une fonte FGL 250 se rompt en 100 000 h à 350 °C sous une charge de 140 MPa. Parmi les éléments d’alliage, c’est le molybdène (1 à 3 %) qui est le plus efficace pour améliorer la résistance à chaud des fontes.

B ALLIAGES FERREUX

Résistance aux chocs et à la fatigue thermiques Beaucoup de pièces ont à absorber sans rupture ni déformation excessive des dilatations et retraits brusques et répétitifs, liés à d’importantes fluctuations de température. On recommande alors une teneur en carbone graphite élevée. Exemple : carbone total ≥ 3,40 % pour des pièces mécaniques, ce qui abaisse le module d’élasticité et favorise la conduction de la chaleur : ainsi les fontes grises non alliées pour lingotières d’aciérie, coquilles de coulée, moules de verrerie, tambours et disques de freins. Les fontes GS sont moins sensibles à la tapure et à la fissuration parce que plus déformables mais la déformation peut être elle-même prohibée. Les fontes à graphite vermiculaire offrent dans certains cas, pour les culasses, par exemple, un compromis intéressant entre avantages et inconvénients des fontes FGL et FGS. Les éléments d’alliage qui diminuent généralement la conductibilité thermique ne sont pas favorables. Bien entendu, le tracé des pièces joue un rôle essentiel.

Basses températures atmosphériques et cryogéniques Les caractéristiques mécaniques usuelles tendent plutôt à augmenter quand la température baisse. À part les fontes ferritiques à graphite nodulaire qui présentent une transition nette, la résistance au choc décroît régulièrement de 20 à 30 % entre + 20 °C et – 60 °C. Les fontes alliées austénitiques ont une résilience élevée, peu sensible à la température. Certaines nuances conçues spécialement à cet effet conservent même une résilience importante à la température de l’azote liquide1.

7.3.5 Principes et effets des traitements thermiques À part les fontes malléables et certaines fontes spéciales, il n’est en général pas nécessaire de traiter thermiquement les fontes. Cependant, des traitements thermiques sont souvent utiles pour : – la relaxation des contraintes de coulée ; – l’amélioration des propriétés mécaniques ; – ou encore la correction des anomalies dues à une élaboration mal adaptée. Les principes métallurgiques sont les mêmes que pour les aciers, à ceci près que le graphite et les carbures libres échangent réversiblement du carbone avec la matrice au cours du cycle thermique, conformément aux lois de l’évolution vers l’équilibre ; en outre, sauf s’ils sont stabilisés par des éléments carburigènes : chrome, vanadium, manganèse, molybdène..., ces carbures peuvent se décomposer avec libération de graphite au-delà de 500 °C.

1. Cf. la norme NF A 32-160.

331

7 • Fontes


Les principaux traitements thermiques qui font le plus souvent l’objet d’une convention avec l’utilisateur sont décrits ci-après.

Relaxation des contraintes de coulée Certaines pièces rigides et d’épaisseurs inégales doivent subir un traitement de relaxation afin d’éviter des ruptures et d’assurer la stabilité dimensionnelle en cours d’usinage. Le traitement consiste à échauffer lentement les pièces dans un four jusqu’à une température choisie entre 550 °C (fontes non alliées) et 650 °C (fontes alliées) avec maintien de plusieurs heures jusqu’à uniformisation complète de la température. Le refroidissement dans le four est contrôlé (20 à 40 °C/h) au moins jusqu’à 300 °C, le défournement ne devant pas avoir lieu avant 100 °C dans les cas les plus délicats. Il s’ensuit une légère baisse de dureté.

Recuit d’adoucissement Le but est d’abaisser notablement la dureté en homogénéisant la structure avec disparition des carbures libres éventuels. Il peut s’agir d’un simple ajustement mais c’est aussi l’un des moyens courants d’obtenir une ferritisation, notamment pour les fontes GS. Après homogénéisation à 850-950 °C, le refroidissement donne les structures suivantes : – ferritiques en cas de refroidissement lent (20 °C/h par exemple) entre 800 et 650 °C ; – perlitiques en cas de refroidissement à l’air calme (« normalisation »). Le réglage dépend en premier lieu de la teneur en silicium, élément ferritisant et graphitisant. L’usinabilité est améliorée avec, pour les fontes GS, un accroissement de la plasticité.

Trempe et revenu Par trempe et revenu, on peut régler la dureté mais surtout concilier au mieux l’usinabilité, la résistance à l’usure et les propriétés mécaniques de pièces hautement sollicitées. Généralement, la présence de nickel (1 à 3 %) et de chrome (0,5 à 1,5 %) facilite les opérations. D’ailleurs, pour les fontes grises et blanches, on évite, si possible, la trempe à l’eau ou même à l’huile en raison des risques de tapures. Ces risques sont diminués si l’on pratique une trempe étagée en bain de sel, huile ou plomb entre 200 et 350 °C (au-dessus de MS) ; la martensite se forme ensuite au cours du refroidissement à l’air des pièces homogénéisées thermiquement. En revanche, les fontes GS, à graphite vermiculaire et les fontes malléables peuvent être améliorées par trempe à l’huile froide ou tiède et revenu − Rm de 800 à 1 000 MPa.

Trempe étagée bainitique

Ce traitement s’applique surtout à des fontes GS légèrement alliées (0,4 % de molybdène) pour avoir les meilleures qualités mécaniques possibles actuellement grâce à la formation de structures aciculaires bainitiques ou austénoferritiques. Après une austénitisation convenable (1 ou 2 h à 850-900 °C), on plonge très rapidement les pièces dans un milieu de trempe énergique – bain de sel – aux températures suivantes, du domaine bainitique : – entre 250 et 325 °C on a, en quelques heures, une structure de bainite inférieure, extrêmement résistante mais peu ductile et très dure ; – entre 350 et 420 °C, la transformation comporte la formation d’aiguilles de ferrite sursaturée et l’enrichissement simultané de l’austénite qui les entoure ; on interrompt le maintien avant que ne commence la transformation en bainite supérieure (1 à 2 h) ; on a ainsi, après refroidissement à l’air calme, une structure aciculaire principalement austénoferritique très résistante mais douée aussi d’une plasticité remarquable avec une dureté 332


7 • Fontes

et conditions d’usage spécifique modérée. Selon la norme NF EN 1564 les caractéristiques minimales de traction sont celles du tableau 7.10.

Tableau 7.10 – Caractéristiques minimales des fontes ADI sur éprouvettes coulées séparément – D’après la norme NF EN 1564. Qualité

Rm (MPa)

EN GJS 800-8

800

500

8

EN GJS 1 000-5

1 000

700

5

EN GJS 1 200-2

1 200

850

2

EN GJS 1 400-1

1 400

1 100

1

A (%)

B ALLIAGES FERREUX

R0,002 (MPa)

De tels traitements exigent une extrême précision tant métallurgique que thermique. C’est pourquoi les fontes « bainitiques » – dites aussi ADI dans le cas du graphite sphéroïdal – n’ont pas encore atteint le développement industriel que promettent leurs exceptionnelles performances ; leur usinage nécessite également une haute technologie.

7.3.6 Traitements et revêtements superficiels, peintures Les fontes reçoivent facilement la plupart des revêtements courants du type peinture, vernis, laque... La peau de fonderie constitue elle-même une sorte de couche protectrice naturelle très adhérente où du graphite et des silicates se mêlent au fer ; d’où la bonne tenue des fontes les plus ordinaires sous forme de canalisations, pièces de voirie, de fontainerie,… Dans certains cas, un bleuissage au four, vers 590 °C en présence de vapeur d’eau, ajoute encore à l’effet de la peau de fonderie grâce à la formation d’une couche de Fe3O4. Il n’empêche que les revêtements goudronnés et les peintures sont souvent nécessaires. La rugosité joue un rôle sur l’accrochage et la consommation d’enduit ; on peut alors utiliser des échantillons visotactiles pour choisir avec le fondeur un état de surface défini1.

Revêtements métalliques Les pièces en fonte peuvent être revêtues de cadmium, chrome, cuivre, nickel, étain, zinc,… par des procédés électrolytiques adaptés, après grenaillage et décapage chimique ; ce dernier doit être modéré pour éviter les dépôts polluants de silicates et de graphite. La galvanisation au trempé donne des couches de zinc relativement épaisses, régulières et adhérentes. Les pièces délicates recevront au besoin un traitement thermique de détente ; un sablage, suivi d’un décapage sulfurique modéré et d’un rinçage complet, est recommandé. On pratique aussi l’étamage à chaud, le plombage, l’aluminiage...

1. Recommandation BNIF 359-01.

333

7 • Fontes


Émaillage Les émaux vitrifiés s’appliquent bien sur les fontes, notamment sur les fontes ordinaires – pièces de 2,5 à 10 mm d’épaisseur – telles que baignoires, poêles domestiques, ustensiles culinaires, cuves pour l’industrie chimique... Les procédés « au poudré » et « au liquide » sont exploités dans des installations modernes automatisées. On opère à chaud (vers 800 °C) en deux étapes : pré-couche et couche de finition, sur des pièces préalablement grenaillées. Normalement la structure de la fonte est largement ferritisée au cours de la cuisson de la pré-couche.

Autres revêtements De très nombreux autres procédés sont applicables aux fontes : – projection à la flamme de métaux et de céramiques ; – revêtements par diffusion ou conversion chimique : calorisation, chromisation, nitruration, shérardisation, phosphatation...

Durcissement superficiel On pratique couramment la trempe au chalumeau ou par induction, ou encore des traitements thermochimiques comme la nitruration. Les principes et les modalités sont à peu près les mêmes que pour les aciers sous les réserves suivantes : – au cours de l’austénitisation, il faut éviter tout commencement de fusion (possible à partir de 950 °C) ; – il faut partir de préférence d’une fonte à matrice déjà proche de la saturation en carbone, donc perlitique ; – il est nécessaire de pallier les risques de rupture par choc thermique grâce à une composition adaptée (fonte type « glissières de machines-outils », par exemple) ; – pour faciliter soit la trempe, soit la nitruration, il faut opter pour des fontes de composition adaptée contenant du nickel, chrome, aluminium, molybdène, vanadium, titane en faibles teneurs.

Écrouissage superficiel local Afin d’améliorer la durée des pièces soumises en service à des contraintes cycliques concentrées, on pratique, dans les congés notamment, un écrouissage superficiel par grenaillage, galetage, martelage... Ceci convient surtout aux fontes plastiques – fontes GS ferritiques, bainitiques, austénitiques, malléables –, ce qui a permis de généraliser les vilebrequins moulés en fonte GS.

7.3.7 Usinabilité et usinage À part les fontes blanches et les fontes à matrice martensitique, les fontes sont des matériaux faciles à usiner par outil coupant. Le graphite lubrifie l’outil, provoque la rupture du copeau, ce qui permet de couper à vitesse élevée, même sans liquide. Pour caractériser l’usinabilité – durées d’outil entre deux réaffûtages – on propose les deux essais suivants : – le tournage plan à vitesse de coupe croissante, sur disque Ø 12 à 40 mm (norme NF A 03-604) ; – le tournage latéral sur une série de manchons cylindriques, donnant V45 – V60 ou V90 (d’après la loi de Taylor VTn = Cte). 334

7 • Fontes


Les travaux de la RNUR ( P Mathon ) ont montré que les résultats du premier essai, rapide et économique, sont en bonne corrélation, non seulement avec les résultats du second mais encore avec l’usinabilité en % USA1. La structure, plutôt que la dureté, est le facteur primordial de l’usinabilité. La meilleure usinabilité s’obtient avec un graphite abondant mais assez fin ; la ferrite recuite et non alliée est le constituant de la matrice le plus favorable. Si des difficultés sont dues à des carbures dans les angles saillants, un traitement thermique de normalisation ou d’adoucissement pourra y remédier. Les inclusions de sable, de laitier, les porosités sont des défauts irrémédiables, très gênants pour l’usinage.

B ALLIAGES FERREUX

Le fini de surface – Ra compris entre 0,5 et 3 µm – est conditionné par la finesse du graphite mais aussi par les conditions de coupe2. Les fontes de haute dureté (HB > 300), et notamment les fontes blanches, sont usinées par rectification ou rodage à la pierre. Avec les machines à rectifier de grande puissance, l’abrasion permet aussi bien l’enlèvement de matière que la finition.

7.3.8 Soudage Lorsqu’un élément de pièce en fonte à graphite lamellaire ou nodulaire est fondu en vue du soudage, le métal liquide formé au joint risque fort de se resolidifier sous forme de fonte blanche ou tout au moins partiellement blanche en raison de la très grande vitesse de refroidissement subséquente. Ce problème est difficile. Sans doute, certains procédés de soudage ne provoquent pas la fusion : soudage par friction, par explosion, ..., mais les applications sont marginales. Dans tous les cas, il faut recourir à des opérateurs spécialisés et précautionneux. Si le métal d’apport est une fonte semblable au métal de base et a fortiori s’il s’agit d’acier, c’est grâce à un enrobage convenable des baguettes ou électrodes, à un préchauffage des pièces jusque vers 500 °C et à un recuit adoucissant postérieur qu’on peut réaliser des soudures usinables. L’emploi d’électrodes riches en nickel est le moyen généralement le plus recommandable car on obtient une soudure usinable et résistante après un préchauffage modéré (250 °C). Ce procédé s’applique bien aux fontes grises et GS, y compris les fontes alliées et austénitiques. Des variantes du soudage à l’arc donnent des zones fondues et thermiquement affectées très étroites mais, en règle générale, le préchauffage et le recuit restent nécessaires. Même le bombardement électronique, le plasma, le laser de puissance n’évitent pas ces contraintes.

7.3.9 Résistance aux corrosions Les fontes grises et GS sont couramment utilisées dans les milieux naturels, urbains ou industriels : atmosphères, eaux, sols. De faibles teneurs en chrome, cuivre, nickel, ...

1. Selon le Machining Data Handbook américain. 2. Pour choisir les conditions de coupe en tournage, fraisage, perçage… il existe une documentation spécialisée, par exemple les tableaux du Machining Data Handbook américain repris dans le Manuel des fontes moulées – se reporter au paragraphe 7.7.

335

7 • Fontes


peuvent être bénéfiques – dans l’eau de mer par exemple – mais sans changer fondamentalement le comportement. En outre, ces fontes ne sont que très peu attaquées par les alcalins et les solutions de carbonates alcalins ; elles résistent bien aux acides concentrés mais mal aux acides dilués. En cas d’attaque rapide, on recourt soit à des revêtements superficiels tels qu’émaux, plastiques, soit à des fontes fortement alliées. Dans la zone corrodée des fontes graphitiques on distingue : – la couche dite « de base » contenant les constituants inertes ou peu attaqués restés en place ; – la couche dite « de surface » formée à partir des ions ferreux de la couche de base et plus ou moins protectrice. Le graphite joue d’ailleurs un rôle ambigu et variable au cours du temps car il peut former des couples électrolytiques avec le fer tandis que sa présence, même dans la couche de surface, peut faire obstacle à la corrosion. Les fontes austénitiques à 13-35 % de nickel résistent excellemment à l’oxydation à chaud ainsi qu’aux acides modérément oxydants ; en revanche, elles ne durent pas plus que les fontes non alliées dans l’acide nitrique dilué. Les fontes ferritiques à 12-18 % de silicium, dites parfois « ferro-silicium », résistent très bien à tous les acides mais elles sont peu répandues en raison de leur inusinabilité, de leur fragilité et des difficultés de coulée. Les fontes blanches ferritiques à 30-35 % de chrome résistent bien aux corrosions en général et notamment à l’oxydation à chaud avec abrasion. Elles peuvent être usinées et ont des propriétés mécaniques moins défavorables que les fontes au silicium ; aussi sont-elles fréquemment utilisées.

7.4 Utilisation des fontes moulées Les pièces moulées en fonte, réalisées d’après un modèle ou présentées sur catalogue, trouvent des applications dans de nombreuses branches industrielles.

7.4.1 Équipement domestique et urbain Nous évoquons ici des pièces qui n’ont à subir que des contraintes mécaniques et thermiques négligeables, mais qui sont utilisées pour leur forme (support, enveloppe) et leur aspect ornemental. Cela implique souvent des parois minces et étendues, des corps creux, des reliefs délicats, des finitions et revêtements esthétiques ainsi qu’une très longue durée de vie dans des milieux en principe peu agressifs. La fonte doit donc avoir surtout une excellente coulabilité, ce qui est compatible avec une grande liberté des formes et une fabrication économique. C’est le domaine d’élection des fontes grises ordinaires, non normalisées en tant que matériaux, qui furent naguère plus répandues (bancs, candélabres, radiateurs de chauffage central, statuaire, ornements funéraires, grilles de balcon et autres éléments d’architecture). Ces applications sont aujourd’hui en recul, notamment à cause des difficultés de réparation par soudage. On leur préfère des matériaux plus légers et plus lisses, encore que moins durables et plus coûteux. 336

7 • Fontes


7.4.2 Bâtiment et génie civil Il s’agit de pièces, accessoires et ensembles tels que dispositifs de couronnement et de fermeture (regards de chaussée), canalisations avec ou sans pression. De nombreuses normes, principalement dimensionnelles, régissent ces produits dont le marché est en expansion. En gros, suivant les contraintes dues aux charges roulantes, aux pressions, etc., on utilise soit des fontes grises, soit des fontes GS non alliées d’une qualité adéquate ; de plus en plus on choisit la fonte GS (ou « ductile ») produite massivement dans de grosses unités mécanisées pratiquant des contrôles non destructifs en ligne (contrôles d’épaisseur par exemple). La majeure partie des tuyaux de tous diamètres (jusqu’à plus de 2 m) sont ainsi produits par centrifugation en moule d’acier.

ALLIAGES FERREUX

B

7.4.3 Construction mécanique – Machines-outils L’automobile, la machine-outil, le machinisme agricole, la construction navale, les matériels de travaux publics, la construction électrique, etc., utilisent pour les outils de travail, les glissières, les carters, les bâtis, la suspension, le freinage, les moteurs, les engrenages, roues, poulies, tambours, chemises, segments de piston, etc., un nombre infini de pièces sur modèles, plus ou moins usinées et devant assurer une fonction mécanique précise, sans conditions extrêmes de température, de pression ou de corrosion. Outre les caractéristiques mécaniques, l’usinabilité, la résistance à l’usure lubrifiée, la capacité d’amortissement des vibrations, le coût modéré du brut pour des formes monobloc souvent complexes poussent à un large emploi des fontes. En dehors des spécifications particulières des grands constructeurs, les fondeurs et les mécaniciens se réfèrent aux normes : – NF EN 1561 : fontes grises, – NF EN 1563 : fontes GS, – NF EN 1562 : malléables ferritiques et perlitiques. Les températures normales de fonctionnement vont de – 40 à + 350 °C.

7.4.4 Applications à haute température – Appareils à pression Pour les usages thermiques simples (poëlerie, chaudières domestiques), les fontes grises non alliées fonctionnent durablement jusqu’à des températures de l’ordre de 500 °C. Elles sont préférées aux fontes GS dans la mesure où la résistance mécanique n’est pas déterminante et où leur conductibilité thermique est meilleure. Toutefois, lors de brusques variations de température, il y a risque de fissuration si les pièces sont trop minces, mal dessinées ou mal montées. D’ailleurs, pour la résistance à des chocs thermiques extrêmes (lingotières, poches à laitier) ou à des sollicitations de fatigue thermo-mécanique (moules de verrerie, tambour de freins, cylindres de laminoirs), on recommande des fontes grises particulières, non normalisées, à haute teneur en carbone (3,6 à 4 %) ou encore des fontes GS non alliées qui encaissent mieux les déformations. Dans certaines conditions de fatigue thermo-mécanique sévère (culasses), on a montré l’intérêt des fontes à graphite vermiculaire. Par souci de sécurité, certains appareils à pression sont réglementés ; l’emploi des fontes réputées « fragiles » est restreint ou même interdit au-dessus de certains seuils 337

7 • Fontes


du produit PD (pression x diamètre), variables suivant les fluides et les types de pièces (canalisations, corps de pompes, chaudières, etc.). Le développement des fontes GS a permis d’assouplir ces contraintes par le jeu de dérogations (dossiers à présenter aux services des arrondissements minéralogiques). La norme NF A 32-211 regroupe les fontes possibles pour de telles applications. Enfin les pièces travaillant en permanence à température très élevée, mais dans un milieu non spécialement corrosif, sont fréquemment réalisées en fonte austénitique (NF EN 13835) ou en fonte blanche ferritique au chrome (NF EN 12513). De nombreuses formules non normalisées contenant un peu de Ni-Cu-Cr-Mo... conviennent dans les cas moins extrêmes.

7.4.5 Distributeurs hydrauliques Il y a quelques cas exceptionnels où la fonte, comme beaucoup d’autres matériaux, est fournie en demi-produits (blocs, profilés coulés en continu) dans lesquels on usine entièrement des conduits étanches, par exemple. On exploite ainsi son excellente usinabilité, le mode de moulage en moules métalliques assurant une finesse de structure et une compacité parfaites, garantie d’étanchéité. Quelques fonderies sont spécialisées dans ces fournitures et présentent sur catalogue toute une variété de dimensions et de profils, en fonte grise ou en fonte GS.

7.4.6 Fonctionnement en milieu fortement corrosif Beaucoup de pièces de pompes ou de robinetterie, vannes, cuves de stockage, canalisations, grilles de réacteurs chimiques, doivent fonctionner dans des milieux non seulement très corrosifs, mais en outre souvent chauds et abrasifs. On a vu que les fontes spéciales fortement alliées de chrome ou de silicium conviennent au maniement des acides en dépit parfois des difficultés de coulée, d’usinage et des risques de fragilité. Les fontes austénitiques à haute teneur en nickel ne présentent pas ces difficultés et sont donc très utilisées (sauf en présence d’acide nitrique). On n’oubliera pas que, souvent, une solution consiste à appliquer un revêtement (émaillage par exemple) sur une fonte non alliée. Dans le cas des creusets nécessaires à la fusion et au maintien des métaux liquides (aluminium, zinc...) on emploie des fontes non alliées ou peu alliées que l’on protège avec soin par des poteyages réfractaires.

7.5 Évolution des fontes moulées Au cours des dernières décennies, les fontes GS ont connu d’importants progrès (développement sans doute encore inachevé). Elles se sont substituées pour beaucoup d’applications importantes aux fontes grises, aux aciers moulés ou forgés, aux fontes malléables. Elles ont ainsi pris une place considérable dans les canalisations, l’automobile, les pompes, la construction mécanique, etc. Des variétés de fontes nouvelles ou encore insuffisamment reconnues ont vu le jour récemment. Les fontes resteront ainsi très diversifiées malgré la disparition lente de certaines variétés comme la malléable à cœur blanc, par exemple. 338

7 • Fontes


7.5.1 Fontes à graphite vermiculaire Ces fontes1 ont des perspectives de développement non négligeables, notamment pour les culasses, blocs moteurs, tambours de freins, collecteurs d’échappement, distributeurs hydrauliques, moules de verrerie et autres pièces soumises à des contraintes thermomécaniques sévères ou à l’usure adhésive. Bien qu’étudiées depuis au moins une vingtaine d’années, elles ne sont pas encore normalisées ; on peut cependant les classer en trois catégories de résistance croissante et de plasticité décroissante selon que leur structure est ferritique, ferrito-perlitique ou perlitique. Par exemple : – FGV 275-4, – FGV 345-1, – FGV 450-1.

ALLIAGES FERREUX

B

Elles peuvent être alliées tout comme les fontes GS.

7.5.2 Fontes bainitiques traitées par trempe étagée Obtenues par un traitement thermique précis2, ces fontes sont caractérisées par les performances mécaniques maximales que peuvent atteindre actuellement ces matériaux. Elles sont encore insuffisamment exploitées et devraient trouver des applications nouvelles, malgré les difficultés d’usinage après traitement et une connaissance imparfaite de leur comportement au-delà de 200 °C. Elles sont maintenant normalisées par l’euronorme : NF EN 1564, Fonderie. Fonte bainitique ADI. D’après des travaux récents du CTIF, on pourrait obtenir des caractéristiques encore améliorées par rapport à celles du tableau 7.10, en combinant traitement thermique intercritique et trempe étagée (par exemple 800-20 et 900-10).

7.5.3 Nouvelles fontes au silicium-molybdène pour applications thermiques Pour leur résistance à l’oxydation et leur bonne tenue à la fatigue thermo-mécanique jusqu’à des températures de l’ordre de 900 °C, on propose de nouvelles fontes GS ferritiques contenant non seulement du silicium (4 %) mais d’autres éléments tels que le molybdène (2 %) ou l’aluminium (1 %). Le CTIF a mis au point et breveté récemment des variantes, notamment pour les collecteurs d’échappement de turbo-diesels.

7.5.4 Extension des traitements et revêtements superficiels La tendance actuelle est d’exploiter le plus possible l’écrouissage superficiel, dans des congés notamment, par galetage, grenaillage de précontrainte, etc. On augmente ainsi considérablement l’endurance à la fatigue de pièces en fonte ferritique ou austénitique. Des recherches sont encore nécessaires pour utiliser de même la trempe superficielle locale par laser de puissance. Enfin des couches anti-usure très minces peuvent être obtenues par nitruration ionique sur des fontes de préférence légèrement alliées (AI, Mo, V, Ti).

1. Se reporter au paragraphe 7.1.5 2. Se reporter au paragraphe 7.3.5 pour la trempe étagée bainitique.

339

7 • Fontes

7.6 Commercialisation des pièces moulées en fonte

7.5.5 Nouveaux procédés de moulage Il est bon de savoir qu’aux procédés de moulage traditionnels en fonderie de fonte (au sable argileux ou à prise chimique, en carapace, à la cire perdue en céramique, en moule métallique) s’ajoutent fréquemment de nouvelles techniques. Par exemple : – procédé V : le sable du moule est maintenu en place, sans liant, par une dépression entre feuilles de plastique (fabrication de baignoires) ; – procédé à modèle perdu : le modèle en matériau gazéifiable est maintenu en place après vibration du sable sans liant, jusqu’à l’arrivée de la fonte liquide qui le volatilise (pièces d’automobiles) ; – coulée « basse pression » : le métal monte calmement dans un moule sous l’effet d’une dépression programmée (pièces d’automobiles) ; – procédés d’insertion de matériaux céramiques ou autres visant à réaliser des pièces composites alliant les qualités propres de la fonte à celles des inserts. Ces techniques améliorent la qualité, baissent les coûts et augmentent la variété des formes possibles.

7.5.6 Modélisation. Simulation numérique La conception d’une pièce moulée comprend : – l’étude des formes (finies) compatibles avec la fonction mécanique ; – l’étude de la nature du matériau ; – l’étude du « brut », c’est-à-dire l’adjonction des dépouilles, des surépaisseurs d’usinage, des systèmes de remplissage et de masselottage. Tout ceci est en voie d’informatisation grâce au développement de la CAO incluant la modélisation mécanique et thermique du processus de fonderie. L’industrie de l’automobile est particulièrement intéressée par ces développements.

7.6 Commercialisation des pièces moulées en fonte 7.6.1 Organisation La quasi-totalité des fontes utilisées par l’industrie, le grand public, les armées, les administrations et les collectivités locales sont fournies, très souvent en sous-traitance ou en partenariat, par une profession autonome bien définie : la fonderie. Malgré de nombreuses analogies techniques, cette profession se distingue de la sidérurgie et de la mécanique avec lesquelles elle a des relations de client ou de fournisseur. Même les entreprises publiques ou privées qui produisent pour elles-mêmes des pièces moulées et en mettent au besoin une partie sur le marché appartiennent à cette profession. À ce titre, ce sont des entreprises de fonderie comme les autres. Devenu Centre technique Industriel par la loi du 22 juillet 1948, le Centre technique des industries de la fonderie (CTIF) reçoit une dotation budgétaire du Ministère de l’Industrie qui complète ses ressources propres. D’autre part, les fonderies françaises adhèrent en grande majorité aux Fondeurs de France, organisation professionnelle qui les représente dans toutes les instances où leurs intérêts professionnels sont en jeu. 340

7 • Fontes


7.6.2 Conditions générales de vente Les Fondeurs de France ont adopté les conditions générales de vente des fonderies européennes. Celles-ci précisent les rôles et responsabilités respectifs des donneurs d’ordres et de leurs fournisseurs fondeurs, compte tenu de l’intervention très générale d’un autre professionnel, le modeleur, qui réalise les modèles et boîtes à noyaux pour le compte et selon les instructions du donneur d’ordres. Ainsi, souvent, le modèle est un outil essentiel du fondeur, mais il appartient à son client et a été créé par un tiers. Bien entendu, certains modèles comprennent de nombreux éléments, parfois extrêmement complexes, et le coût de cet outillage, parfois considérable, est justifié par l’importance des séries.

ALLIAGES FERREUX

B

7.6.3 Qualité La profession assure toutes sortes d’actions en faveur de la qualité (labels d’entreprises, marques, assurance qualité, etc.). Elle participe avec l’Afnor, le CTIF et les diverses associations compétentes aux mesures concrètes prises en concertation avec les utilisateurs de pièces moulées (certifications d’entreprises). Les organismes professionnels1 fournissent des précisions à ce sujet et donnent également des statistiques et des renseignements sur les fonderies les plus compétentes pour une production particulière. Rappelons ici, en raison de leur importance, les normes suivantes : – NF EN 1559-1 (septembre 1997) : Fonderie. Conditions techniques de fourniture. Généralités. – NF EN 1559-3 (septembre 1997) : Fonderie. Conditions techniques de fourniture. Spécifications complémentaires pour les pièces moulées en fonte. On n’oubliera pas que, pour une grande part, la fonderie est une industrie de soustraitance ou, mieux, de partenariat et que des pièces moulées en fonte de plus en plus nombreuses sont commercialisées indirectement comme composants de machines, ensembles mécaniques et constructions diverses par les fonderies elle-mêmes. La fonderie française est très largement exportatrice.

7.7 Renseignements pratiques 7.7.1 Adresses utiles La profession de la fonderie est bien organisée en France pour fournir aux producteurs, aux concepteurs et aux utilisateurs de pièces moulées, notamment en fonte, les renseignements techniques et commerciaux dont ils ont besoin. • Centre technique des industries de la fonderie (CTIF) 44, avenue de la Division Leclerc 92310 Sèvres Tel. : 01 41 14 63 00 Fax : 01 45 34 14 34 Site Web : http://www.ctif.com

1. Se reporter au paragraphe 7.7 pour avoir les coordonnées de ces organismes.

341

7 • Fontes


Le CTIF est un établissement d’utilité publique, à caractère professionnel, fondé sur la loi du 22/7/48 et dont les principales missions sont : – – – –

le développement des industries de mise en forme des matériaux, la promotion des progrès de l’industrie de la fonderie, les prestations technologiques, les expertises matériaux.

En plus de ses relations statutaires avec toutes les fonderies françaises, il est en contact avec les professionnels intéressés par les aspects techniques et économiques de la production et de l’emploi des matériaux moulés. Il a créé à cet effet un service assurant les liaisons avec ses antennes régionales et avec ses autres services centraux. Il propose diverses activités : choix d’une fonte ou d’un autre matériau moulé, essais et contrôles de laboratoire, expertises, formation, normalisation, certification, mailing. La documentation comprend des fichiers d’informations et une bibliothèque (20 000 ouvrages, brochures et traductions). • Éditions techniques des industries de la fonderie (ETIF) 44, avenue de la Division-Leclerc 92310 Sèvres Tél. : 01 41 14 63 00 Fax : 01 45 34 14 34 Cette société commercialise les publications du CTIF : périodiques, ouvrages, notices, normes de fonderie, programmes de micro-ordinateurs. Elle fournit également des échantillons de référence pour le contrôle de la composition chimique des fontes et pour l’appréciation des états de surface : catalogue sur demande. • Les Fondeurs de France Cette organisation professionnelle française représente les entreprises des industries de la fonderie. Elle rassemble près de 300 entreprises et défend en toutes circonstances les intérêts de la profession. L’organisation fait apparaître des groupements régionaux et des groupements professionnels (par branche), notamment pour les fontes d’hydrauliques et de bâtiment d’une part et les autres types de fontes d’autre part. Parmi les organes des Fondeurs de France signalons en particulier : • Centre d’information des fontes moulées (CIFOM) 45, rue Louis-Blanc 92038 Paris-la-Défense Cedex Tél. : 01 43 34 76 51/52 Fax : 01 43 34 76 31 En vue de favoriser la promotion des pièces moulées en fonte, le CIFOM fournit aux constructeurs de tous les secteurs industriels, documentation, renseignements et assistance technique. • Association technique de fonderie, ingénieurs et techniciens (ATF) 45, rue Louis-Blanc F-92400 Courbevoie Tél. : 01 47 17 68 09 Fax : 01 47 17 68 10 Cette association, reconnue d’utilité publique, instruit et renseigne ses membres, et favorise le perfectionnement des connaissances. Elle organise des conférences, des congrès, des cycles de formation (en commun avec le CTIF, stages CYCLATEF/ACTIFOR). 342

7 • Fontes


7.7.2 Bibliographie Manuel des fontes moulées. Traduit et adapté de Iron Casting Handbook par le CIFOM, 2e éd. 1983. Techniques de l’Ingénieur (articles du volume Métallurgie). La Fonderie : ses techniques, ses possibilités. ETIF, 1re éd. 1990. 16 pages. La Fonderie (Étude SESSI). ETIF 1992. Annuaire du Syndicat général des fondeurs de France (SGFF). Catalogue des éditions techniques des industries de la fonderie. ETIF. Catalogue des fonderies du CIFOM.

ALLIAGES FERREUX

B

7.7.3 Périodiques Fonderie. Fondeur d’Aujourd’hui.

Revue mensuelle rédigée avec le concours de CTIF. ETIF. Bulletin Bibliographique Fonderie (BBF) (inclus dans Fonderie. Fondeur d’Aujourd’hui). Hommes et Fonderie. Revue mensuelle de l’ATF. Pyc Éditions.

7.7.4 Bases bibliographiques informatisées • Base BIIPAM – CTIF. Base bibliographique en langue française spécifique pour la fonderie sous tous ses aspects, gérée par le CTIF. Consulter le service Veille Technologique et Documentation. • Base METADEX (rubrique Fonderie). • Base PASCAL-CNRS.

343

C Métaux et alliages non ferreux

MÉTAUX ET ALLIAGES NON FERREUX

C

345

346

8.1 Introduction

8 • Aluminium et alliages d’aluminium

8 • ALUMINIUM ET ALLIAGES D’ALUMINIUM

C MÉTAUX ET ALLIAGES NON FERREUX

Didier Albert, Michel Bonin, Georges Gardès, Daniel Robert, Christian Vargel 8.1 Introduction

8.1 Introduction 8.1.1 Historique L’aluminium a connu un développement spectaculaire depuis sa naissance en 1854 symbolisée par la présentation à l’Académie des Sciences, par le chimiste français Sainte-Claire Deville, d’un petit lingot réalisé par voie chimique. Mais le véritable début du développement industriel de l’aluminium et ses alliages se produit en 1886 avec l’invention du procédé d’électrolyse de l’aluminium par Paul Héroult en France et Charles Martin Hall aux États-Unis. L’aluminium est aujourd’hui le premier métal non ferreux ; en tonnage, il a supplanté l’étain dans les années 1920, le plomb dans les années 1940, le zinc puis le cuivre dans les années 1950 (tableau 8.1).

Tableau 8.1 – Production mondiale d’aluminium primaire. Année

en kT

1900

5,7

1910

44

1930

270

1940

780

1950

1 500

1960

4 500

1970

10 000

1980

16 700

1990

19 400

2000

22 000

2005

23 500

(International Aluminum Institute, www.world–aluminium.org).

347


8.1 Introduction

La production mondiale annuelle de métal « primaire » franchira les 25 millions de tonnes au cours de la première décennie du XXIe siècle. La consommation mondiale annuelle d’aluminium franchira les 40 millions de tonnes dont 15 millions de métal recyclé. Un tel développement repose bien évidemment sur les propriétés particulières de l’aluminium : léger, tenace, résistant à la corrosion, conducteur de la chaleur et de l’électricité, décoratif ; les alliages d’aluminium se prêtent également à tous les processus de transformation : laminage, filage, matriçage, moulage… Ceci explique qu’ils soient aujourd’hui utilisés dans la plupart des grands marchés industriels : transports terrestres, maritimes ou aérospatiaux, emballage, bâtiment, électricité, mécanique… Remarque Pour chacun de ces domaines d’application, l’aluminium est présent par toute une gamme d’alliages dont les propriétés ont été spécialement adaptées aux besoins des utilisateurs.

8.1.2 Fabrication de l’aluminium et de ses alliages L’importance prise aujourd’hui par l’aluminium n’est pas seulement celle de l’aluminium brut mais celle de toute une filière avec, en amont, le minerai et, en aval, l’industrie de transformation en produits semi-finis et finis (figure 8.1).

Minerai

L’aluminium est, après l’oxygène et le silicium, le troisième élément de l’écorce terrestre : il constitue 8 % de la lithosphère sous forme de silicates plus ou moins complexes à faible teneur en aluminium. Mais dans certaines régions, sous l’action prolongée de l’eau, l’élimination d’une partie importante de la silice a donné des roches riches en alumine (45 à 60 %), ce sont les bauxites qui constituent actuellement la source quasi exclusive d’aluminium.

Production d’alumine

Le procédé utilisé pour obtenir l’alumine à partir de la bauxite est le procédé Bayer. Après broyage, la bauxite est attaquée à chaud, sous pression, par de la soude, ce qui permet d’obtenir une liqueur d’aluminate de soude avec insolubles en suspension. Cette liqueur est ensuite décantée : les oxydes de fer et de silicium forment une boue rouge, chimiquement inerte, qui est évacuée vers un site de déversement approprié, la liqueur restante est envoyée dans des décomposeurs pour précipitation de l’alumine, qui est ensuite récupérée par filtration et calcinée.

Production de l’aluminium

L’aluminium est produit actuellement dans le monde entier par le procédé mis au point par Héroult et Hall en 1886, qui consiste en l’électrolyse de l’alumine dissoute dans la cryolithe fondue à environ 1 000 °C, dans une cuve comportant un garnissage intérieur en carbone-cathode. L’aluminium formé par électrolyse se dépose au fond de la cuve, et l’oxygène de l’alumine réagit avec le carbone de l’anode pour former de l’oxyde de carbone et du gaz carbonique. Comment obtenir une tonne d’aluminium Pour obtenir une tonne d’aluminium il faut : – 1 900 kg d’alumine. – 380 kg de coke. – 100 kg de brai. – 15 kg de produits cryolithiques. – 13 000 kWh d’énergie électrique.

348

8.1 Introduction


Réserves de bauxite Stade produit

Extraction

Processus de fabrication Bauxite Procédé Bayer

C

Électrolyse

Seconde fusion

Aluminium 1 re fusion ou aluminium primaire

Coulée-laminage continus


Alumine

Aluminium 2 e fusion

Coulée semi-continue

Coulée lingotière

Plaques-billettes

Lingots

Laminage à chaud

Filage

Forgeage

Laminage à froid

Étirage, tréfilage

Matriçage

Moulage

Produits semi-finis

Pièces moulées

Industries manufacturières

Déchets

Produits finis Consommateur final

Débris

Figure 8.1 – Principaux stades et flux dans la fabrication de produits en aluminium.

Bien que le procédé d’électrolyse date de 1886, il a profondément évolué depuis sa création. • la taille des cuves a fortement augmenté : à l’origine leur intensité était de 4 000 A, elle atteint 300 000 A actuellement et bientôt 350 000 A, • la consommation spécifique d’énergie a baissé de façon continue : voisine de 80 000 kW.h/t en 1896, elle est de l’ordre de 13 000 kW.h/t actuellement, • le rendement Faraday est passé lors de ces dix dernières années de 88 % à 95 %. 349

8.1 Introduction

8 • Aluminium et alliages d’aluminium Remarque

L’aluminium produit par les cuves d’électrolyse titre environ 99,70 % d’aluminium, les principales impuretés étant le fer et le silicium, et, à un degré moindre, le cuivre, le gallium, le zinc, le titane, le manganèse, le magnésium, le vanadium. Avec des précautions particulières, on peut obtenir un titre de 99,90 %. Plusieurs procédés de raffinage permettent d’obtenir du métal de plus haut titre, à savoir supérieur à 99,99 %, c’est l’aluminium dit « raffiné ».

Pays producteurs

Traditionnellement, depuis un siècle, l’élaboration de l’aluminium par électrolyse ignée à partir de l’alumine s’est toujours rapprochée des sources d’énergie électrique les moins chères. La consommation d’électricité est de 14 000 KWh par tonne. C’était vrai dans les pays industrialisés en Europe et aux États-Unis. Depuis 1980, les nouvelles unités de production ont toutes été installées dans des pays détenteurs d’importantes ressources énergétiques d’origine hydraulique, le Canada, ou fossiles : les Émirats Arabes, l’Australie, l’Afrique du Sud, etc. Les principaux producteurs sont indiqués dans le tableau 8.2.

Tableau 8.2 – Capacité des principaux pays producteurs d’aluminium primaire. Production (kT)

Zone Géographique Afrique

Pays 2002

2005

Afrique du Sud

700

850

Egypte

195

240

Mozambique

270

550

1 370

1 750

Argentine

270

270

Brésil

1 320

1 500

Canada

2 700

2 900

Etats Unis

2 700

2 480

Venezuela

600

620

7 650

7 770

Barhein

520

740

Chine

4 320

7 800

Dubai

540

750

Inde

670

940

Indonésie

160

250

Tadjikistan

310

380

6 690

11 100

Total Afrique Amérique

Total Amérique Asie

Total Asie

350

8.1 Introduction


Production (kT)

Zone Géographique

2002

2005

Allemagne

650

650

Espagne

380

400

France

460

440

Grèce

160

160

Italie

190

190

Pays Bas

280

330

Royaume Uni

340

370

Icelande

260

270

Norvège

1 040

1 380

Roumanie

190

240

Russie

3 350

3 650

8 140

9 070

Australie

1 840

1 900

Nouvelle Zélande

330

350

Total Océanie

2 170

2 250

Total Monde

26 000

32 000

Total Europe Océanie


Europe

Pays

(www.mineralinfo.org du BRGM – Bureau de Recherches Géologiques et Minières).

Transformation en demi-produits L’aluminium liquide, éventuellement allié avec différents éléments d’addition, afin d’obtenir l’alliage désiré, est coulé par les procédés suivants : • soit par le procédé de coulée semi-continue sous forme de plaques pour laminage ou de billettes pour filage ou forgeage, • soit par un procédé de coulée et laminage continu sous forme de fil machine de diamètre de 7 à 25 mm, • soit directement dans des lingotières afin d’obtenir des lingots en aluminium ou alliages de moulage. L’aluminium et ses alliages se prêtent particulièrement bien aux différents modes de transformation.

Laminage Le laminage à chaud, entre 400 et 500 °C, permet d’obtenir des tôles d’épaisseur supérieure à 2,5 mm. Par laminage à froid ultérieur, on obtient des tôles, bandes de plus faible épaisseur pouvant aller, dans le cas des feuilles minces, jusqu’à 6 µm. La coulée continue permet d’obtenir directement des bandes d’épaisseur de 6 à 10 mm et de largeur de 2 m à partir du métal liquide, ceci sans passer par l’intermédiaire des plaques et de leur laminage à chaud. 351

8.2 Désignation des alliages d’aluminium 8 • Aluminium et alliages d’aluminium

8.2 Désignation des alliages d’aluminium

Filage Grâce à la bonne plasticité de l’aluminium et de ses alliages, le filage à chaud, sur presse, permet d’obtenir en une seule opération des barres, tubes ou profilés, de sections et formes très variées. Des opérations ultérieures d’étirage ou de tréfilage à froid permettent d’aboutir à des fils de faible diamètre (quelques dixièmes de millimètres).

Forgeage et matriçage Effectué à partir de billettes ou de plaques, ce procédé permet de réaliser des pièces de forme, à caractéristiques améliorées, à bonne homogénéité interne, très utilisées dans les industries de pointe : aérospatiale, nucléaire, armement…

Moulage Les pièces moulées représentent 25 % des utilisations de l’aluminium. L’importance de ce procédé (voir section 8.3) s’explique par le fait qu’il permet d’obtenir des pièces à un prix compétitif, avec un bon aspect esthétique, et avec des cotes suffisamment précises, pour que l’usinage soit limité au minimum.

Transformation en produits finis – Mise en œuvre Pour l’obtention de produits finis, plusieurs procédés de mise en œuvre bien adaptés à l’aluminium et ses alliages sont utilisés : • l’assemblage par des moyens tels que soudage, brasage, rivetage, collage…, • la mise en forme à froid par pliage, chaudronnage, emboutissage, fluotournage, filage par choc…, • l’usinage et le décolletage, • les traitements de surface : oxydation anodique, peinture… Le lecteur trouvera dans les rubriques spécialisées les renseignements concernant chacun de ces procédés.

8.2 Désignation des alliages d’aluminium On distingue les deux grandes classes d’alliages d’aluminium suivantes : • les alliages corroyés, produits obtenus par des procédés de déformation plastique à chaud ou à froid tels que le filage, le laminage, • les alliages de moulage, obtenus directement par fonderie. La désignation de ces alliages est faite suivant des règles très précises que nous rappelons ci-après.

8.2.1 Désignation des alliages corroyés

Composition La désignation, conforme à la norme Afnor NF EN 573 ainsi qu’aux spécifications internationales de l’Aluminium Association, est numérique à quatre chiffres dont le premier chiffre indique la famille (ou la série) à laquelle appartient l’aluminium ou l’alliage d’aluminium (tableau 8.3). 352

8.2 Désignation des alliages


d’aluminium

Tableau 8.3 – Familles d’alliages d’aluminium corroyés.

Famille

Aucun

1000

Cuivre

2000

Manganèse

3000

Silicium

4000

Magnésium

5000

Magnésium et silicium

6000

Zinc (et cuivre)

7000


Élément d’alliage

Remarque La lettre A (ou B) peut suivre les quatre chiffres de la désignation numérique, par exemple 2017 A. Il s’agit alors d’une composition légèrement différente et spécifique à un (ou plusieurs) pays ou à un producteur.

États de livraison – États métallurgiques Ils sont conformes à la norme Afnor NF EN 515 qui désigne : • l’état métallurgique de base par une lettre F, O, H ou T (tableau 8.4), • le moyen principal d’obtention par un ou plusieurs chiffres complémentaires.

Tableau 8.4 – Désignation des états métallurgiques de base.

F O H T

État brut de fabrication. État recuit. État écroui et éventuellement restauré ou stabilisé. État durci par traitement thermique.

Les états F et O ne comprennent pas de subdivision. Les états H et T comprennent les subdivisions ci-après : • Subdivisions de l’état H : – Le premier chiffre indique le moyen principal d’obtention du produit. H1 : Écrouissage. H2 : Écrouissage puis restauration. H3 : Écrouissage puis stabilisation. – Le second chiffre indique le niveau de dureté du métal. 353

8.2 Désignation des alliages


d’aluminium

2 : État quart dur. 4 : État demi dur. 6 : État trois-quarts dur. 8 : État dur. 9 : État extra-dur. • Subdivisions de l’état T (tableau 8.8)

8.2.2 Désignation des alliages de moulage

Compositions

La désignation alphanumérique, autrefois en usage en France, a été remplacée par une désignation numérique, comme pour les alliages de corroyage, mais en 5 chiffres, suivant la norme Afnor NF EN 1780-1 (voir aussi le paragraphe 8.9.1). On trouvera au tableau 8.5 la correspondance entre le premier chiffre et l’élément d’alliage. Pour faciliter la compréhension du texte concernant les alliages de moulage, nous avons indiqué les deux désignations : l’ancienne alphanumérique et la nouvelle, numérique, en vigueur depuis 1998.

Tableau 8.5 – Familles d’alliages d’aluminium moulés.

Élément d’alliage

Famille

Aucun

10000

Cuivre

20000

Silicium

40000

Magnésium

50000

Zinc et cuivre

70000

États de livraison Selon la norme NF EN 1706, les états de livraison sont maintenant désignés de la façon indiquée au tableau 8.6.

États métallurgiques Selon la norme NF EN 1706, les états métallurgiques sont maintenant1 désignés de la façon indiquée au tableau 8.7.

1. Dans l’ancienne désignation suivant la norme NF A 02-002, les états de livraison étaient désignés en Y suivi de deux chiffres, le premier indiquant le mode de moulage, le second l’état métallurgique de la manière suivante : 0 : pas de traitements thermiques. 1 : recuit. 3 : mis en solution trempe et revenu. 4 : mis en solution trempe et mûri. 5 : stabilisé.

354

8.3 Bases de la métallurgie de l’aluminium et de ses alliages 8.3 Bases de la métallurgie


de l’aluminium et de ses alliages

Tableau 8.6 – Désignation des états de livraison.

Désignation nouvelle norme NF EN 1706

Désignation ancienne norme NF A 03-002

Sable

S

Y2

Coquille

K

Y3

Sous pression

D

Y4

De précision

L


Procédé de moulage

Tableau 8.7 – Désignation des états métallurgiques des produits moulés.

État métallurgique

Désignation

Brut de fonderie

F

Recuit

O

Refroidissement contrôlé après solidification et vieillissement naturel (maturation)

T1

Traitement thermique de mise en solution et vieillissement naturel (maturation)

T4

Refroidissement contrôlé après solidification et vieillissement artificiel ou sur-revenu (stabilisation)

T5

Traitement thermique de mise en solution et vieillissement artificiel (revenu) maximum

T6

Traitement thermique de mise en solution et sous-vieillissement artificiel (sous-revenu)

T64

Ainsi, pour prendre un exemple, dans la nouvelle désignation, l’alliage 42000 KT6 désigne un alliage à 7 % de silicium, moulé en coquille, à l’état revenu, correspondant à l’ancienne désignation : A-S7G Y33.

8.3 Bases de la métallurgie de l’aluminium et de ses alliages 8.3.1 Influence des éléments d’addition L’aluminium non allié ayant des propriétés mécaniques faibles souvent insuffisantes pour l’utilisation, on est conduit, pour améliorer ces propriétés, à ajouter des éléments qui modifient plus ou moins profondément la microstructure du métal. Les atomes de ces 355

8.3 Bases de la métallurgie



Tableau 8.8 – Tableau simplifié des traitements thermiques et/ou mécaniques courants avec leurs symboles respectifs.

Traitements généraux (processus de base)

Symbole

Sans écrouissage complémentaire

• Mûri • Revenu • Sur-revenu

T4 T6 T7

Avec écrouissage complémentaire

• Écroui puis mûri • Écroui puis revenu • Revenu puis écroui

T3 T8 T9

Sans écrouissage complémentaire

• Mûri • Revenu

T1 T5

Avec écrouissage complémentaire

• Écroui puis mûri • Écroui puis revenu

T2 T10

Traité thermiquement avec mise en solution séparée

Traité thermiquement sans mise en solution séparée

Traitements particuliers et complémentaires

Symbole

Revenu

Revenu « doux » Revenu « dur » Sur-revenu

T51 – T61 T56 – T66 T7

Relaxation

Par traction Par compression Par traction et compression

T×51 T×52 T×54

Source : norme AFNOR NF EN 515.

éléments peuvent être en solution solide de substitution, c’est-à-dire prendre la place des atomes d’aluminium dans le réseau : plus petits (cas du cuivre), ou plus gros (cas du magnésium) que l’atome d’aluminium, ils perturbent le réseau qui devient ainsi plus difficile à déformer. Les atomes de ces éléments peuvent également former des précipités hors solution solide : cohérents, semi-cohérents ou incohérents avec la matrice aluminium, qui auront le même effet, à savoir provoquer des difficultés de déformation. Le durcissement de l’aluminium sera ainsi d’autant plus conséquent que le nombre et l’importance de ces perturbations seront plus grands : la nature, la teneur, la répartition de ces éléments d’addition sont primordiales à cet égard. On réalise ainsi des alliages industriels de composition plus ou moins complexe. Cependant, on peut considérer que ces alliages comportent une ou plusieurs additions principales et des additions secondaires.

Additions principales Les additions principales sont déterminantes pour les différentes propriétés métallurgiques et technologiques ; elles conditionnent de plus l’appartenance aux différents groupes 356




d’alliages définis précédemment. Ces additions sont en fait peu nombreuses ; il s’agit du cuivre, du silicium, du magnésium, du manganèse, et des associations magnésium + silicium, zinc + magnésium et zinc + magnésium + cuivre. De façon simplifiée, le tableau 8.9 indique, pour chacun de ces cas, les principales propriétés des alliages correspondants. Ce tableau n’a d’autre prétention que de guider celui qui doit choisir un alliage d’aluminium. Il permet, dans un premier temps, de sélectionner la famille d’alliages correspondant le mieux à ses besoins. Dans un deuxième temps, ce préconisateur devra, pour déterminer son choix, se pencher sur les listes des alliages de cette famille. Tableau 8.9 – Tableau simplifié des aptitudes technologiques et d’usage. Principales familles d’alliages d’aluminium.


C

Aptitudes technologiques et d’usage(a)

Résistance mécanique

Usinabilité

Soudabilité

Malléabilité à froid

Malléabilité à chaud

Résistance à la corrosion

Aptitude à l’anodisation

Aliage

1000

Al.

1

1

4

4

4

4

4

2000

Al. Cu

4

4

0

1

3

1

2

3000

Al. Mn

2

2

4

3

3

4

3

5000

Al. Mg

2

2

4

3

1

4

3

6000

Al. Si. Mg

3

3

3

2

4

4

4

7000

Al. Zn. Mg

3

3

3

2

3

2(c)

2

7000

Al. Zn. Mg. Cu

4

4

0

1

2

1

2

Moulage

Al. Si (b)

2

1

3

–

2

4

1

(a) Note 0 : à proscrire quasi impérativement. Note 1 : difficultés sérieuses – précautions obligatoires à prendre. Note 2 : difficultés existantes mais beaucoup moins graves. Note 3 : absence de difficultés marquées. Note 4 : excellent à recommander. (b) sans cuivre. (c) risque de corrosion feuilletante sur état soudé.

Additions secondaires Ce sont différents métaux rajoutés dans certains alliages, souvent en quantité plus faible (moins de 1 %), pour obtenir une propriété particulière mais sans changer le groupe d’appartenance. Les principaux métaux sont : le fer, le chrome, le zirconium, le nickel, le strontium, le cobalt, le plomb, le bismuth, le cadmium, le titane, l’antimoine, l’étain, le béryllium, le bore. 357




8.3.2 Durcissement par écrouissage De même que pour bon nombre de métaux, l’écrouissage de l’aluminium ou d’un alliage d’aluminium a pour effet d’augmenter sa dureté et sa résistance mécanique – limite d’élasticité et charge de rupture –, mais, en contrepartie, de diminuer sa plasticité, c’està-dire son allongement à la rupture et son aptitude à la déformation. La figure 8.2 donne, à titre d’exemple, l’influence du taux d’écrouissage sur les caractéristiques mécaniques de traction de quatre alliages souvent utilisés industriellement à l’état écroui, le taux d’écrouissage étant défini par le paramètre. E –e -------------- 100 e où E est l’épaisseur initiale et e l’épaisseur après écrouissage. L’aluminium et les alliages d’aluminium à l’état écroui sont très utilisés dans de nombreuses applications industrielles, lorsque l’on recherche de bonnes propriétés mécaniques et lorsque l’on n’est pas gêné technologiquement par la relative plasticité de ces états ; rappelons que ces états écrouis sont désignés par les symboles H1X.

8.3.3 Traitements thermiques d’adoucissement Restauration, recuit

Aspects métallurgiques

Lorsqu’on fait subir à l’aluminium durci par écrouissage un chauffage à température suffisante, la structure écrouie est progressivement remplacée par une nouvelle structure à

R p0,2 (MPa)

R (MPa) 400

400

300

300

200

200

100

100

0

0 0

10 A (%)

20

30

40

50

60

70 80 90 [( E – e ) / E ] x 100

0

10

20

30

40

50

60

70 80 90 [( E – e ) / E ] x 100

40 20 0 0

10

20

30

40

50

60

70 80 90 [( E – e ) / E ] x 100

1 3 5 5

200 003 050 052

Figure 8.2 – Influence de l’écrouissage sur les caractéristiques mécaniques de traction de l’aluminium 1200 et des alliages 3003, 5050 et 5052. Reproduit de W.A. Anderson ; « Work Hardening, Recovery, Recrystallization and Grain Growth » tiré de l’ouvrage Aluminium édité par Kent R. Van Horn, 1967. Vol. I, p. 79. American Society for Metals. 358




150

Début de la recristallisation


200

Dureté Brinell

R p0,2 et R (MPa)

grains reformés : lorsque la recristallisation est complète l’alliage est dit « recuit ». L’évolution des caractéristiques : limite d’élasticité, charge de rupture, dureté, allongements à la rupture, lors de ce chauffage, est donnée sur la figure 8.3 (cas de la nuance 1050 A). C’est à l’état recuit que l’aluminium – ou l’alliage d’aluminium – présente la résistance mécanique minimale mais la plasticité maximale : l’état recuit est donc l’état optimal pour réaliser des déformations ou mises en forme à froid importantes et difficiles. Entre l’état écroui, ou dur, et l’état recuit, ou mou, il est possible d’obtenir toute une série d’états intermédiaires dits « restaurés » : états H2X. La figure 8.4 donne, à titre d’exemple, dans le cas de l’alliage 5754, les différents états restaurés qui peuvent être réalisés entre les deux états : • l’état écroui : R0,2 = 270 à 290 MPa, Rm = 310 à 320 MPa, A = 5 à 8 %, • l’état recuit : R0,2 = 100 MPa, Rm = 225 MPa, A = 25 %, par des traitements de restauration, soit de courte durée : traitement en four à passage, soit de longue durée : en four dormant (ou statique).

Fin de recristallisation

A (%) 50

A

50 40

100

50

0

40

R

30 20

30

R p0,2

10

HB

20 0

50

100

150

0 200 Durée du recuit (min)

Figure 8.3 – Évolution des caractéristiques mécaniques de traction de l’aluminium 1050 A lors du recuit de cristallisation à 310 °C. Reproduit d’une documentation interne Péchiney.

Conditions d’exécution Traitements de restauration Ces traitements doivent être réalisés dans des conditions précises de température et de durée : ces deux facteurs étant étroitement liés et permettant d’obtenir une grande variété de caractéristiques (états H22 à H28).

Traitements de recuit

Ces traitements, au contraire des précédents, peuvent être réalisés dans des conditions relativement larges et confortables de température (tableau 8.10) et de durée. Dans le cas des alliages des séries 2000, 6000 et 7000 (alliages à durcissement structural ou « trempants »), le refroidissement des pièces après chauffage doit être effectué 359


8 • Aluminium et alliages d’aluminium R (MPa)

R p0,2 (MPa) 300

20 °C 100°

250

150°

200

200° 225° 250° 275°

150

300°

100

50

325°

1 – 4


1 – 2

1

2

A (%) 20 °C 100° 150° 200° 225° 250° 275°

300

30

25

325 °C

200

20

300°

150

15

100

10

250

300° 325°

275° 250° 225° 200° 150° 100° 20 °C

0 1 1 1 1 2 4 8 1 1 – – – – 4 2 4 2 Durée du traitement (min) Influence des traitements de restauration de courte durée 4

50

8

R p0,2 (MPa)

R (MPa) 20 °C

300

20 °C

300

250

150° 175° 200° 225°

250

200

150° 175° 200° 225° 275°

4

30 300 °C

25

250°

8

A (%)

300°

200

2

275°

20 250°

250°

150

150

15

100

10

225° 200° 175°

275°

100

50

300°

1 – 4

1 – 2

1

2

0 1 1 2 4 8 16 1 1 1 – – – 2 4 2 Durée du traitement (h) Influence des traitements de restauration de longue durée

4

8

16

50

1 – 4

150° 20 °C

2

4

8

16

Figure 8.4 – Influence des traitements de restauration sur les propriétés mécaniques de traction de l’alliage 5754. Reproduit d’une documentation interne Péchiney.

lentement (25 à 30 K/h) de la température de chauffage à la température de 250 °C (refroidissement dans le four de recuit), puis à l’air libre au-dessous de 250 °C. La durée du traitement en four dormant est comprise entre une demi-heure et deux heures. 360



Tableau 8.10 – Domaines de températures préconisées pour les traitements de recuit. Alliages série 1000 (aluminiums non alliés) ................. 310 – 400 °C Alliages série 2000 ....................................................... 350 – 430 °C Alliages série 3000 : – Al – Mn ...................................................................... 400 – 450 °C – Al – Mn – Mg ............................................................. 330 – 380 °C Alliages série 5000 ....................................................... 330 – 380 °C Alliages série 6000 ....................................................... 330 – 380 °C Alliages série 7000 ........................................................ 320 – 400 °C


C 8.3.4 Traitements thermiques de durcissement structural Le durcissement structural (voir partie A) a une importance primordiale dans la métallurgie des alliages d’aluminium car c’est le processus par excellence qui permet d’obtenir des niveaux élevés de résistance mécanique.

Aspects métallurgiques Pour obtenir le durcissement structural les trois phases ci-après sont nécessaires.

Première phase : mise en solution Elle consiste en un maintien à une température suffisamment élevée afin de dissoudre, c’est-à-dire mettre en solution solide, les éléments d’addition présents dans l’alliage en phases dispersées.

Deuxième phase : trempe Après sa mise en solution, l’alliage doit être refroidi suffisamment rapidement pour maintenir à la température ambiante la solution solide : c’est le traitement de trempe. Aussitôt après trempe, l’alliage est dit dans un état de « trempe fraîche », il présente alors une résistance mécanique relativement faible mais une bonne plasticité.

Troisième phase : maturation – revenu Après trempe, l’alliage durcit plus ou moins rapidement suivant sa composition par simple séjour à la température ambiante : c’est la maturation ou vieillissement naturel. Le phénomène est plus ou moins rapide suivant la température ainsi que le montre la figure 8.5 dans le cas de l’alliage 2017 A. Le durcissement est stabilisé au bout d’un certain temps dépendant de la composition de l’alliage : en général quelques jours pour les alliages série 2000, une à quelques semaines pour les alliages série 6000, quelques mois pour les alliages série 7000. Pendant les premières heures de la maturation, l’alliage peut être considéré dans l’état de trempe fraîche et présente alors une plasticité suffisante pour supporter des mises en forme importantes. Pour beaucoup d’alliages, le durcissement peut être augmenté par un traitement à une température supérieure à l’ambiante : c’est le traitement de revenu ou vieillissement artificiel qui confère une microstructure différente de celle de la maturation et conduit à des caractéristiques supérieures, en particulier pour la limite d’élasticité. 361




Durcissement (%) +75 °C

100

+50 °C +25 °C

50

+15 °C

R 0 °C –10 °C

0 Pourcentage de durcissement : 0 = trempe fraîche 100 = durcissement complet à 20 °C

Durcissement (%) 100

+75 °C +50 °C

50

+15 °C

+25 °C

R p0,2

0 °C –10 °C 0 1/4

1 1

4

16

2

4 64

8

16 32 (j)

256 1 024 (h) Durée de maturation

Figure 8.5 – Évolution, après mise en solution et trempe, des caractéristiques mécaniques de traction de l’alliage 2017 A en fonction de la maturation, pour diverses températures de maturation. Reproduit d’une documentation interne Péchiney.

Processus du durcissement structural Le durcissement structural est expliqué par la décomposition en plusieurs étapes de la solution solide sursaturée obtenue lors de la trempe. Dans un premier temps, les atomes d’éléments d’addition se rassemblent sous forme de très fines plaquettes ou aiguilles cohérentes avec le réseau d’aluminium : zones GP ou Guinier-Preston. Si la température continue d’augmenter, ces particules grossissent, perdent partiellement leur cohérence pour former des précipités totalement incohérents et finalement le composé d’équilibre. Quant au durcissement, il passe par un maximum correspondant à une taille et à une répartition optimales des précipités, et est obtenu en fait pour une température et une durée de revenu propres à chaque alliage.

Des courbes dites de revenu existent pour chaque alliage. Elles donnent l’évolution des caractéristiques en fonction de la température et de la durée du revenu : la figure 8.6 en donne un exemple dans le cas de l’alliage 6061. On peut observer que pour des revenus à température suffisamment élevée, la résistance mécanique passe par un maximum pour une durée de revenu d’autant plus courte que la température est plus élevée. Pour chaque température de revenu, il existe donc une durée optimale qu’il faut atteindre et ne pas dépasser sous peine de voir la résistance mécanique diminuer. En-deçà de cette durée, l’alliage est dit sous-revenus, au-delà de cette durée, il est dit sur-revenu. Des traitements de sur-revenu spéciaux, comportant généralement deux paliers de maintien à des températures différentes, peuvent être effectués pour conférer des propriétés 362


350 °C C 107 ° 16 149 135 171 2 °C °C °C °C 190 204 °C 232 °C °C 121

300

250 200

10 –1

250 260 °C

200

1

°C

C

10 2 10 3 10 4 Durée du revenu (h)

10

232 204 °C °C 190 °C 17 1° 16 C 14 2 °C 13 9 °C 5 °C

10 –2

R 0,2 (MPa)

150

260

12

1°

C

10

150


R m (MPa)


7°

C

100

A (%)

10 –2

19


10

1

20 4 °C

10

°C 232 °C 260

20

10 –1

0

17 °C

1

°C 1

14

62

9°

°C

1 0 7 °C 13 5 C °C

12

1

°C

0 10 –2

10 –1

1

10


Figure 8.6 – Courbes de revenu de l’alliage 6061. Reproduit de H.Y. Hunsicker « The Metallurgy of Heat Treatment » tiré de l’ouvrage Aluminium édité par Kent R. Van Horn, 1967, Vol. I, p. 109, American Society for Metals.

particulières, notamment améliorer la résistance à la corrosion sous contrainte. Ces traitements portent la désignation T7 et ses variantes T73, T76, T736.

Conditions d’exécution Les alliages d’aluminium à durcissement structural, dénommés également alliages « trempants » ou alliages à traitement thermique, sont essentiellement les alliages suivants : – pour les corroyés, les alliages des séries 2000, 6000 et 7000, – pour les moulés, les alliages Al-Si-Mg (Cu), Al-Cu, Al-Zn-Mg. Le tableau 8.11 donne les conditions de traitement thermique. 363




Tableau 8.11 – Conditions de traitements thermiques des alliages d’aluminium.

ALLIAGE Classe

Série

364

Mise en solution (°C)

Trempe

Maturation

Revenu

T6 – T8 T6

510 ± 5 505 ± 5

Eau ≤ 40 °C Eau ≤ 40 °C

2017A 2024 2030 2618A

T4 T3 – T4 T3 – T4 T6

500 ± 5 495 ± 5 490 ± 5 530 ± 5

Eau ≤ 40 °C ≥ 4 jours Eau ≤ 40 °C ≥ 4 jours Eau ≤ 40 °C ≥ 4 jours Eau ≤ 80 °C

6005A

T6

530 ± 5

Eau ≤ 40 °C

6060

T5 – T6

535 ± 5

Eau ou air soufflé

6061

T6

535 ± 5

Eau ± 40 °C

6082

T6

535 ± 5

Eau ± 40 °C

6106

T5 – T6

530 ± 5

Eau ou brouillard

7020

T6

7049A

T6 T73

450 ± 10 Eau ou air soufflé 465 ± 5 Eau ≤ 40 °C 465 ± 5 Eau ≤ 40 °C

7075

T6 T73

465 ± 5 465 ± 5

Eau ≤ 50 °C Eau ≤ 40 °C

41000 41000

ST6 KT6

540 ± 5

Eau ≤ 40 °C

6 h/160 °C

42100 42100

ST6 KT6

540 ± 5

Eau ≤ 40 °C

6 h/160 °C

42200 Al-Si 42200

ST6 KT6

540 ± 5

Eau ≤ 40 °C

6 h/160 °C

43000 43000

ST6 KT6

540 ± 5

Eau ≤ 40 °C

6 h/160 °C

45100 45100

KT6 KT4

505 ± 5 505 ± 5

Eau ≤ 40 °C Eau ≤ 40 °C ≥ 5 jours

48000

KT6

505 ± 5

Eau chaude

8 h/210 °C

21000 Al-Cu 21000 21000 21000

ST6 KT6

525 ± 5

Eau ≤ 40 °C

12 h/180 °C

ST4 KT4

525 ± 5

Eau ≤ 40 °C ≥ 5 jours

6000

7000

MOULÉS

État

2011 2014 2000

CORROYÉS

Nom

14 h/160 °C 20 h/160 °C ou 10 h/175 °C

20 h/200 °C 8 h/175 °C ou 6 h/185 °C 8 h/175 °C ou 6 h/185 °C 8 h/175 °C ou 6 h/185 °C 16 h/165 °C ou 8 h/175 °C 8 h/175 °C ou 6 h/185 °C 5 h/100 °C + 25 h/140 °C 12 h/135 °C 24 h/120 °C + 12 h/165 °C 12 h/135 °C 7 h/108 °C + 10 h/175 °C

10 h/170 °C

8.4 Propriétés et applications des principaux alliages d’aluminium 8 • Aluminium et alliages d’aluminium


• La température de mise en solution solide doit être précise ; généralement à ± 5 °C ; trop élevée, elle peut entraîner la « brûlure » de l’alliage ; trop basse, la mise en solution sera incomplète et les caractéristiques mécaniques insuffisantes. • La trempe doit être suffisamment énergique pour que la solution solide reste sursaturée à la température ambiante. Pour chaque alliage on peut définir une vitesse minimale de refroidissement ou vitesse « critique de trempe » (tableau 8.12). Suivant la nature de l’alliage et l’épaisseur de la pièce à traiter, la trempe doit être effectuée dans l’eau froide (cas le plus fréquent) ou par aspersion énergique d’eau, ou encore peut avoir lieu dans un brouillard air-eau, dans l’air soufflé froid ou même à l’air calme ; dans ce dernier cas, qui est celui des alliages Al-Zn-Mg (7020, par exemple), l’alliage est dit « autotrempant ». • Dans le cas de l’utilisation des produits à l’état trempé mûri, la durée de la maturation doit être, d’une façon générale, de quelques jours pour les alliages série 2000, de quelques semaines pour ceux de la série 6000 et de quelques mois pour ceux de la série 7000. • Les conditions de revenu doivent être respectées avec précision. D’une façon générale, il y a lieu d’éviter les états « sous-revenu » à cause des risques de sensibilisation à la corrosion intercristalline et à la corrosion sous-tension. • Dans le cas des alliages moulés, il peut être effectué un traitement dit de stabilisation qui a pour but d’améliorer la constance des dimensions pendant l’usinage des pièces ou leur service. Ce traitement est réalisé généralement sur les pièces suivantes :


C

– soit sur des pièces devant travailler à chaud : cas des alliages A-S10UG, A-S12UNG, A-S18UNG, A-S25UNG. Il permet d’éviter les phénomènes d’expansion ou de contraction. Les conditions conseillées sont 8 h à 200-210 °C, – soit sur des pièces utilisées à la température ambiante mais devant avoir une grande stabilité dimensionnelle. L’effet de détensionnement débute vers 160 °C et n’est à peu près total qu’à 350 °C. Suivant le degré de stabilité souhaité, le traitement généralement effectué est compris entre 8 h à 240 °C et 2 h à 350 °C.

Tableau 8.12 – Vitesse critique de trempe de quelques alliages corroyés.

Alliage 7020 ...................................................................... 0,5 /s Alliage 6060 ......................................................................... 1 /s Alliage 6005A....................................................................... 3 /s Alliage 6082 ......................................................................... 6 /s Alliage 6061 ....................................................................... 10 /s Alliage 2017A..................................................................... 18 /s Alliage 7075 ..................................................................... 100 /s

8.4 Propriétés et applications des principaux alliages d’aluminium 8.4.1 Alliages corroyés Le tableau 8.13 donne la composition chimique des principaux alliages d’aluminium corroyés et le tableau 8.14 leur principales propriétés technologiques et d’usage. 365

8.4 Propriétés et applications


des principaux alliages d’aluminium

Tableau 8.13 – Composition chimique des alliages d’aluminium corroyés.

Composition chimique (%) Alliage Si

Fe

Cu

Mn

Mg

Cr

1050A

0,25

0,40

0,05

0,05

0,05

1080

0,15

0,15

0,03

0,02

0,02

1100

Si + Fe : 0,95

0,05 - 0,20

0,05

1200

Si + Fe : 1,00

0,05

0,05

2011

0,40

0,70

5,0 - 6,0

2014

0,50 - 1,2

0,70

3,9 - 5,0

0,40 - 1,2

0,20 - 0,8

0,10

2017A

0,20 - 0,8

0,70

3,5 - 4,5

0,40 - 1,0

0,40 - 1,0

0,10

2024

0,50

0,50

3,8 - 4,9

0,30 - 0,9

1,2 - 1,8

0,10

2030

0,80

0,70

3,3 - 4,5

0,20 - 1,0

0,50 - 1,3

0,10

1,2 - 1,8

2618A

0,15 - 0,25

0,9 - 1,4

1,8 - 2,7

0,25

3003

0,60

0,70

0,05 - 0,20

1,0 - 1,5

3004

0,30

0,70

0,25

1,0 - 1,5

0,8 - 1,3

3005

0,60

0,70

0,30

1,0 - 1,5

0,20 - 0,6

0,10

3105

0,60

0,70

0,30

0,30 - 0,8

0,20 - 0,8

0,20

5005

0,30

0,70

0,20

0,20

0,50 - 1,1

0,10

5050

0,40

0,70

0,20

0,10

1,1 - 1,8

0,10

5052

0,25

0,40

0,10

0,10

2,2 - 2,8

0,15 - 0,35

5083

0,40

0,40

0,10

0,40 - 1,0

4,0 - 4,9

0,05 - 0,25

5086

0,40

0,50

0,10

0,20 - 0,7

3,5 - 4,5

0,05 - 0,25

5454

0,25

0,40

0,10

0,50 - 1,0

2,4 - 3,0

0,05 - 0,20

5754

0,40

0,40

0,10

0,50

2,6 - 3,6

0,30

6005A

0,50 - 0,9

0,35

0,30

0,50

0,40 - 0,7

0,30

6060

0,30 - 0,6

0,10 - 0,30

0,10

0,10

0,35 - 0,6

0,05

6061

0,40 - 0,8

0,70

0,15 - 0,40

0,15

0,8 - 1,2

0,04 - 0,35

6082

0,70 - 1,3

0,50

0,10

0,40 - 1,0

0,6 - 1,2

0,25

6106

0,30 - 0,6

0,35

0,25

0,05 - 0,20

0,40 - 0,8

0,20

7020

0,35

0,40

0,20

0,05 - 0,50

1,0 - 1,4

0,10 - 0,35

7049A

0,40

0,50

1,2 - 1,9

0,50

2,1 - 3,1

0,05 - 0,25

7075

0,40

0,50

1,2 - 2,0

0,30

2,1 - 2,9

0,18 - 0,25

Il est habituel de distinguer deux groupes d’alliages suivant qu’ils sont ou non susceptibles de traitement thermique : • les alliages non trempants, • les alliages à durcissement structural. 366



des principaux alliages d’aluminium Tableau 8.13 – Suite. Composition chimique (%)

Alliage

Autres

1050A 1080

Zn

Ti

Autres additions

0,07 0,03

0,05 0,05

Al ≥ 99,50 Al ≥ 99,80

Chaque ≤

Total ≤

0,03 0,02

1100

0,10

Al ≥ 99,00

0,05

0,15

1200

0,10

Al ≥ 99,00

0,05

0,15

2011

0,30

Bi : 0,20 - 0,6 Pb :0,20 - 1,6

0,05

0,15

2014

0,25

2017A

0,25

2024 2030

0,25 0,50

0,15 0,20

0,15

0,20

2618A

0,8 - 1,4

0,15 Zr + Ti : 0,25

0,05

0,15

0,05

0,15

0,05

0,15

Pb : 0,8 - 1,5 Bi : 0,20

0,10

0,30

Zr + Ti : 0,25

0,05

0,15

0,05 0,05 0,05

0,15 0,15 0,15

3003 3004 3005

0,10 0,25 0,25

3105 5005 5050 5052

0,40 0,25 0,25 0,10

0,10

0,05 0,05 0,05 0,05

0,15 0,15 0,15 0,15

5083

0,25

0,15

0,05

0,15

5086 5454 5754

0,25 0,25 0,20

0,15 0,20 0,15

0,05 0,05 0,05

0,15 0,15 0,15

6005A

0,20

0,10

0,05

0,15

0,10

Mn + Cr 0,10 - 0,6 Mn + Cr 0,12 - 0,50

6060

0,15

0,10

0,05

0,15

6061 6082

0,25 0,20

0,15 0,10

0,05 0,05

0,15 0,15

6106

0,10

7020

4,0 - 5,0

7049A

7,2 - 8,4

7075

5,1 - 6,1

0,05

0,10

Zr : 0,08 - 0,20 Zr + Ti 0,08 - 0,25

0,05

0,15

Zr + Ti : 0,25

0,05

0,15

0,05

0,15

0,20


Ni

Alliages à durcissement par écroussage Avec ces alliages, le durcissement est obtenu par l’effet combiné des éléments d’addition (durcissement par solution solide) et de l’écrouissage. De plus, en combinant l’effet de durcissement par écrouissage et l’effet d’adoucissement par traitement de restauration ou de recuit, on obtient pour chaque alliage, une plage étendue de dureté allant depuis l’état recuit O à plasticité maximale et résistance mécanique minimale, jusqu’à l’état extra-dur H19 à résistance maximale mais plasticité minimale.

Aluminium de la série 1000

Les nuances de cette série se distinguent par leur titre en aluminium. Elles présentent d’une façon générale une excellente résistance aux agents atmosphériques, des 367




Tableau 8.14 – Aptitudes technologiques et d’usage des alliages d’aluminium corroyés. Aptitude au soudage

1080

Protection

Dure

Brillante

À l’arc

Par résistance

Par faisceaux d’électrons

Fragmentation copeaux

Brillance surface

Par expansion

Emboutissage profond

Aptitude au repoussage

Aptitude à l’emboutissage

0

A

A

A

B

A

A

A

D

A

A

B

A

H14

A

A

A

B

A

A

A

D

A

B

A

Alliage

1050A

Usinage

Général


État

Comportement à l’atmosphère

H18

A

A

A

B

A

A

A

C

A

D

B

0

A

A

A

A

A

B

A

D

A

A

B

H14

A

A

A

A

A

B

A

D

A

B

A

A

1100

0

A

A

A

C

A

A

A

D

A

A

B

1200

H14

A

A

A

C

A

A

A

D

A

B

A

H18

A

A

A

C

A

A

A

C

A

D

B

2011

T8

C

C

C/B

C

D

A

B

D

D

D

2014

T4

C

C

B

C

D

A

B

B

C

D

D

D

T6

C

C

B

C

D

A

B

B

C

D

D

D

2017 A T4

C

C

B

C

D

A

B

B

B

D

D

D

A

B

B

B

D

D

D

A

C

D

D

D

C

B

D

D

D

2024

T4

C

C

B

C

D

2030

T3

C

C

C/B

C

D

2618 A T6

C

C

C

C

D

B

C

A

conductivités thermique et électrique élevées, et une excellente aptitude à la déformation à froid et au soudage. En contrepartie, leurs caractéristiques mécaniques sont faibles. • L’aluminium 1199, dénommé souvent aluminium raffiné, est la plus pure des nuances d’aluminium habituellement commercialisées – Al ≤ 99,99 % –. Ses principales applications concernent les secteurs suivants : – – – – –

la décoration, la bijouterie fantaisie, les réflecteurs, les condensateurs électrolytiques, l’électronique…

• L’aluminium 1080A présente également de très beaux états de surface après brillantage et anodisation ainsi qu’une excellente résistance à la corrosion. Moins coûteux que le 1199, il tend à le remplacer toutes les fois que ses propriétés s’avèrent suffisantes : industries chimique, alimentaire, décoration.

368



des principaux alliages d’aluminium Tableau 8.14 – Suite.

Dure

Brillante

À l’arc

Par résisstance

Par faisceaux d’électrons

Fragmentation copeaux

Brillance surface

Par expansion

Emboutissage profond

Aptitude au repoussage

Aptitude à l’emboutissage

Protection

3003

0 H14 H18

A A A

B B B

A A A

B B B

C C C

A A A

A A A

A A A

D D C

A A A

A B D

B A B

B

3004

0 H34 H38

A A A

B B B

A A A

B B B

C C C

A A A

A A A

A A A

D C C

A A A

A C D

B A B

3005

0 H34

A A

B B

A A

B B

C C

A A

A A

A A

D D

A A

A C

B B

C D

3105

0 H14 H18

A A A

B B B

A

B

C

A A A

A A A

A A A

D D C

A A A

A C D

B A B

C D D

5005

0 H34 H38

A A A

B B B

A A A

A A A

B B B

A A A

A A A

A A A

D D C

A A A

A C D

B A B

B

5050

0 H34 H38

A A A

B B B

A A A

A A A

B B B

B B B

B B B

A A A

D D C

A A A

A C D

B A B

5052

0 H24 H36

A A A

A A B

A A A

A A A

B B B

B B B

B B B

A A A

C C C

A A A

A C D

A A B

C

5083

0 H116

A(a) A(a)

A(a) A(a)

A A

A A

C C

A A

A A

A A

C C

A A

B C

B B

C

5086

0

A(a)

A(a)

A

A

C

A

A

A

C

A

B

B

C

5454

0 H34

A A

A A

A A

A A

B B

A A

A A

A A

C C

A A

B C

B B

C

5754

0 H24

A A

A A

A A

A A

B B

A A

A A

A A

C C

A A

B C

B B

C

6005A

T6

A

B

A

A

C

B

B

A

C

A

D

D

6060

T5

A

B

A

A

B

B

A

A

C

A

D

C

6061

0 T6

A A

B B

A A

A A

C C

B B

C B

A A

D C

A D

B

A

A D

0 T6

A A

B B

A A

A A

C C

B B

C A

A A

D C

A D

A D

B

A

Aliage

6082 6106

T5

A

B

A

A

C

B

B

A

C

A

D

7020

T5

B (b)

C (b)

B

A

C

B

B

B

B

B

D

D

7075

T6

C (c)

D (c )

B

A

C

D

B

B

B

B

D

D

7049A

T6

C (c)

D (c)

B

A

C

D

B

C

B

C

D

D


Usinage

Marine

Aptitude au soudage

Général


État

Comportement à l’atmosphère

Code A : très bon, B : bon, C : assez bon, D : mauvais. (a) Précautions si température d’utilisation ≤ 65°C. (b) Précautions à prendre contre la corrosion feuilletante après soudage. (c) Risque de corrosion sous contrainte dans l’état T6, préférer les états T7.

369



• Les aluminiums 1050 A, 1100 ou 1200 sont les plus couramment utilisés dans les domaines ci-dessous : – – – –

le bâtiment : couverture, bardage, bandes pour calorifugeage, le chaudronnage-soudage, l’emballage : aérosols, tubes, boîtes, papiers…, les ustensiles ménagers…

• L’aluminium 1370 – ancienne dénomination A5/L – est spécialement réservé aux applications électriques. Obtenu par coulée et laminage continus, il subit à l’état liquide un traitement spécial d’affinage au bore afin d’obtenir une bonne conductivité électrique ≥ 61 % IACS. Il est utilisé d’une façon intensive pour la fabrication des conducteurs nus aériens de transport et de distribution d’énergie, ainsi que pour les fils et câbles isolés. De nouvelles variantes de cette nuance 1370 permettent d’élargir le champ d’applications : ce sont les aluminiums 1340 (fils fins émaillés pour bobinages) et 1310 (fils fins pour câbles simples).

Alliages Al-Mn de la série 3000 • L’alliage 3003 tend à remplacer l’aluminium non allié toutes les fois qu’une légère augmentation de la résistance mécanique est nécessaire. Son excellente aptitude à la mise en forme, au soudage, au brasage, sa résistance élevée aux agents atmosphériques, le font utiliser dans les domaines les plus variés : – – – – – – –

industrie chimique, échangeurs cryogéniques et thermiques, échangeurs automobiles, climatiseurs, ustensiles ménagers, bardages, tubes pour irrigation…

• L’alliage 3004, reçoit un large développement dans les applications suivantes : – le panneautage, – les tubes électrosoudés, – et surtout l’emballage et le boitage : plus de 100 milliards de boîtes pour boissons sont consommées annuellement aux USA dans cet alliage. • L’alliage 3005, aux propriétés intermédiaires entre celles du 3003 et du 3004, est utilisé sous forme de tôles, bandes et tubes soudés dans les domaines concernant : – – – –

le boitage, le mobilier, les antennes, le calorifugeage…

• L’alliage 3105 est plus spécialement réservé au capsulage.

Alliages Al-Mg de la série 5000 Ces alliages forment, en fonction de leur teneur en magnésium, toute une gamme d’alliages présentant un poids industriel important en raison de l’ensemble performant des propriétés suivantes : – résistance mécanique qui est fonction de la teneur en magnésium, – bonne aptitude à la déformation et au soudage, 370



– excellent comportement aux basses et très basses températures, – très bonne résistance à la corrosion à l’état soudé ou non, et ceci en particulier en atmosphère marine ou dans l’eau de mer, – possibilité de présenter de beaux états de surface par brillantage et anodisation lorsqu’ils sont élaborés à partir d’aluminium suffisamment pur. • L’alliage 5005 est le moins chargé en magnésium. Avec des caractéristiques mécaniques légèrement supérieurs à celles de l’aluminium 1100 ou 1200, il est très utilisé dans les domaines suivants : l’architecture : bardages, le mobilier, la décoration et également l’électricité : conductivité électrique 53,5 % IACS.


– – – –

• Les alliages 5050, 5052, 5454, 5754 forment une gamme à résistance mécanique progressivement croissante recevant des applications très importantes dans de nombreux domaines tels que : – bâtiment, – chaudronnage, – soudage, – véhicules industriels, – industrie chimique, – biens de consommation : caravanes, mobilier métallique, matériel ménager, – marine : bateaux, superstructures, viviers, échangeurs de dessalement… • Les alliages 5086 et 5083 sont les plus performants des alliages Al-Mg. Leurs utilisations industrielles – souvent sous forme de structure soudées – concernent les secteurs suivants : – la construction navale : bateaux, superstructures, aménagement du littoral…, – les véhicules industriels : citernes, semi-remorques… – les travaux publics, – l’industrie chimique, – la cryogénie : cuves de stockage et de transport des gaz liquéfiés (méthaniers), installations de liquéfaction… • La nuance 5283 est spécialement réservée à la fabrication des bouteilles à gaz sous pression appelées à travailler dans des conditions sévères : cas par exemple des bouteilles de plongée sous-marine.

Alliages à durcissement structural Alliages Al-Cu de la série 2000 Les alliages de cette série se caractérisent d’une façon générale par : • des caractéristiques mécaniques élevées après revenu (état T6), • une bonne tenue à chaud, • une résistance à la corrosion bien inférieure à celle des alliages sans cuivre, • des risques, sous certaines conditions, de susceptibilité à la corrosion intergranulaire ; mais des précautions particulières de protection : placage, traitements d’anodisation, peinture, permettent de surmonter ces inconvénients, • des possibilités de soudage limitées : utilisation de techniques particulières telles que le soudage par faisceaux d’électrons. On peut distinguer les trois catégories d’alliages ci-après. 371




Alliages pour structures à résistance mécanique élevée Les nuances 2017A (la plus ancienne, connue sous la dénomination « duralumin ») 2014 et 2024 sont très utilisées dans les domaines suivants : • l’aéronautique : pièces matricées – pièces de train d’atterrissage, ferrures d’ailes –, tôles minces pour revêtement, tôles épaisses pour structure intégrale des avions, produits filés, • l’armement : galets et moyeux de chenilles de char, obus… • la mécanique : poutrelles… Alliages pour résistance à chaud La nuance 2618A est utilisée dans les disques et aubes de compresseurs, la structure des avions (Concorde). Alliages pour décolletage Ils donnent des copeaux courts à l’usinage : nuances 2011 et 2030.

Alliages Al-Mg-Si de la série 6000

Ils présentent les caractéristiques générales ci-dessous : • des caractéristiques mécaniques moyennes, inférieures à celles des alliages des séries 2000 et 7000, mais suffisantes pour les applications prévues, • une très bonne aptitude à la transformation à chaud : ce sont les alliages de filage par excellence car ils permettent d’obtenir, dans de très bonnes conditions économiques, des profilés de forme pouvant être très complexe, • un bon comportement aux agents atmosphériques et une bonne aptitude au soudage et aux traitements de surface, • une bonne tenue aux basses températures mais une tenue à chaud limitée au-delà de 150 °C. On distingue les alliages ci-après. Alliages pour menuiserie métallique L’alliage 6060 peut être filé à de très grandes vitesses sous les formes les plus sophistiquées et se prête particulièrement bien au brillantage et à l’anodisation colorée ou non, afin d’obtenir des profilés à très beaux états de surface ; ses caractéristiques mécaniques, relativement faibles, sont cependant suffisantes pour la menuiserie métallique. Alliages pour structures Les alliages 6106, 6005A, 6061 et 6082 donnent une gamme de produits – profilés le plus souvent – particulièrement adaptés pour les applications suivantes : • structures de véhicules routiers et ferroviaires, • structures au sol : pylônes, pare-avalanches, coffrages, candélabres…, • bâtiment : charpentes, • mâts de bateaux, montants d’échelle, garde-corps de balcons… Alliages pour conducteurs électriques L’alliage 6101 – ancienne dénomination A-GS/L ou encore « almelec » – du fait de son compromis exceptionnel résistance mécanique/conductivité électrique est utilisé depuis de nombreuses années pour la fabrication des câbles nus et aériens des lignes de transport et de distribution d’électricité. Propriétés de l’alliage 6101 pour conducteurs électriques Valeurs garanties par la norme française NF C 34-125 sur fils tréfilés de diamètre inférieur à 3,6 mm. Rm ≥ 324 MPa A≈4% Conductivité ≥ 52,6 % IACS.

372



Alliages Al-Zn de la série 7000 Ces alliages qui contiennent toujours du magnésium se subdivisent en deux sous-groupes dont les propriétés diffèrent d’une façon significative suivant qu’ils renferment ou non du cuivre. Alliages Al-Zn-Mg Ces alliages ne comportent pas de cuivre. L’alliage représentatif est le 7020 qui se caractérise par son autotrempabilité et sa bonne soudabilité, si bien qu’il est possible d’obtenir, sur assemblages soudés, et après simple maturation à l’air après soudage, une résistance mécanique voisine de celle du métal de base. Sa susceptibilité à la corrosion feuilletante limite ses applications au domaine de l’armement : plaques de blindage des chars légers, du matériel de génie : engins de franchissement, et des réservoirs de gaz liquéfiés pour fusées.


Alliages Al-Zn-Mg-Cu Ces alliages sont de loin les plus importants de la série 7000 et sont considérés comme les plus prometteurs d’avenir, toutes les fois que la température d’utilisation ne dépasse pas 80 à 120 °C. Ils se caractérisent d’une façon générale par : – une résistance mécanique élevée, – une faible résistance à la corrosion, – des possibilités de soudage uniquement par techniques spéciales – faisceaux d’électrons par exemple. • L’alliage 7075 est l’alliage traditionnel, utilisé dans le monde entier depuis de nombreuses années dans les domaines de l’aéronautique, de l’armement, du sport, de la mécanique (boulonnerie). Les traitements de surrevenu, type T7X, plus récemment mis au point, ont permis d’améliorer d’une façon considérable la résistance à la corrosion sous tension de l’alliage traité au maximum du durcissement (état T6) : le traitement T73 en particulier permet de désensibiliser complètement l’alliage à cet égard (figure 8.7). • L’alliage 7049A est, de tous les alliages courants d’aluminium, celui qui présente le plus haut niveau de résistance mécanique. Ses applications concernent l’armement, le sport. Il est conseillé de l’utiliser dans l’état T7X toutes les fois qu’il y a des risques de corrosion sous contrainte. Nouveaux alliages Al-Zn-Mg-Cu industrialisés De nouveaux alliages ont été industrialisés ces dernières années, plus spécialement pour des applications aéronautiques en vue d’obtenir une fiabilité et une sécurité en service améliorées, les caractéristiques essentielles étant, outre la résistance mécanique classique, la tenacité ou résistance à la rupture en présence de fissures (caractérisée par le critère KIc), la résistance à la corrosion sous contrainte, le comportement en fatigue (résistance à l’initiation et à la prorogation d’une fissure sous contraintes dynamiques). L’alliage 7475 présente la meilleure ténacité ; les alliages 7010 et 7050, particulièrement adaptés aux produits de forte section, réalisent dans les états T7 les meilleurs compromis de propriétés (figure 8.7).

8.4.2 Alliages moulés Le tableau 8.15 donne la composition chimique des principaux alliages d’aluminium moulés, et le tableau 8.16 leurs principales propriétés technologiques et d’usage.

Aluminiums non alliés Les nuances A4 et A5, relativement peu utilisées en moulage, sont réservées aux applications nécessitant une exceptionnelle résistance à la corrosion ou, plus fréquem373


400

300

30

20

10

σCST (MPa)

500

K1c (MPaVm)

R 0,2 R m (MPa)

8 • Aluminium et alliages d’aluminium 350 300 250 200 150 100 50 0

R m - R 0,2 : Sens travers (T) K1c : Sens épaisseur (SL) σCST : Sens épaisseur (S)


R 0,2 R m K1c σCST

R 0,2 R m K1c σCST

R 0,2 R m K1c σCST

R 0,2 R m K1c σCST

7075

7075

7475

7010-7050

État T651

État T7351

État T7351

État T73651

Éléments majeurs

Éléments mineurs

Impuretés

Zn

Mg

Cu

Cr

Zr

Fe

Si

Mn

7075 7475 7010

5,60 5,70 6,20

2,50 2,25 2,35

1,60 1,60 1,75

0,26 0,21 ≤ 0,05

– – 0,14

≤ 0,50 ≤ 0,12 ≤ 0,15

≤ 0,40 ≤ 0,10 ≤ 0,12

≤ 0,30 ≤ 0,06 ≤ 0,10

7050

6,20

2,25

2,30

≤ 0,04

0,12

≤ 0,15

≤ 0,12

≤ 0,10

Figure 8.7 – Propriétés comparées des nouveaux alliages 7475, 7010 et 7050 pour l’industrie aérospatiale. Cas de tôles laminées d’épaisseurs 60, 80 mm. Caractéristiques types. Reproduit d’une documentation interne Péchiney.

ment, une bonne conductivité thermique et surtout électrique (rotors de moteurs électriques).

Alliages Al-Si Ces alliages sont numériquement et industriellement de loin les plus importants parmi les alliages moulés.

Alliage 44100 (A-S13 alpax) Il est le plus ancien, et est encore très utilisé du fait de son excellente aptitude au moulage et de sa bonne résistance à la corrosion (appareils ménagers, bâtiment, cycle, mécanique).

Alliages Al-Si-Mg • L’alliage 41000 (A-S2GT), apte à l’oxydation anodique et à la décoration, convient particulièrement à la coulée de pièces de quincaillerie de bâtiment. • L’alliage A-S7G, et ses variantes 42100 (A-S7G0,3) et 42200 (A-S7G0,6), qui peuvent être traitées thermiquement, présentent de bonnes propriétés pour la coulée en sable et en coquille, une bonne aptitude à donner des pièces étanches au soudage, une bonne stabilité dimensionnelle et résistance à la corrosion. Ils conviennent pour un très grand nombre de pièces ne demandant pas de résistance mécanique élevée : cas de l’A-S7G non traité thermiquement ; ou au contraire exigeant ces caractéristiques : cas du 42100 (A-S7G0,3) et du 42200 (A-S7G0,6) traités thermiquement. 374

A-S7G03

A-S7G06

A-S10G

A-S5U3

A-S5U3G

A-S7U3G

A-S9U3

A-S12U

A-S12UNG 10,5 à 13,5

A-U5GT

A-Z5G

A-G3T

A-G6

A-G10S

42100

42200

43300

45000

45100

46300

46000

47000

48000

21000

71000

51100

51300

51200

1,0

0,55

0,55

0,80

0,35

0,7

0,8

1,3

0,8

0,60

1,0

0,19

0,19

0,19

0,60

0,65

Fe

0,10

0,10

0,05

0,15 à 0,35

4,2 à 5,0

0,8 à 1,5

1,0

2,0 à 4,0

3,0 à 4,0

2,6 à 3,6

3,0 à 5,0

0,05

0,05

0,05

0,10

0,15

Cu

0,10

Mg

0,15 à 0,45

0,55

0,25 à 0,45

0,45 à 0,70

0,25 à 0,45

0,55

0,45

0,45

0,40

0,10

0,35

0,05 à 0,55

0,55 0,10

0,15

0,15

Cr

8,0 à 10,5

4,5 à 6,5

2,5 à 3,5

0,40 à 0,70 0,15 à 0,60

0,15 à 0,35

0,8 à 1,5

0,35

0,05 à 0,55

0,20 à 0,65 0,30 à 0,60

0,55

0,20 à 0,65

0,10

0,10

0,10

0,30 à 0,50 0,45 à 0,65

0,55

Mn

0,10

0,05

0,05

0,7 à 1,3

0,30

0,55

0,30

0,10

0,45

0,05

0,10

Ni

0,25

0,10

0,10

4,50 à 6,0

0,10

0,35

0,55

1,2

0,65

0,20

2,0

0,07

0,07

0,07

0,10

0,15

Zn

0,10

0,05

0,05

0,20

0,35

0,15

0,10

0,30

0,05

0,10

Pb

0,10

0,05

0,05

0,10

0,25

0,10

0,05

0,15

0,05

0,05

Sn

0,05 0,05 0,03 0,03 0,03 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,05 0,03 0,05 0,05 0,05 0,05

0,05 à 0,20 0,08 à 0,25 0,08 à 0,25 0,15 0,25 0,25 0,25 0,25 0,20 0,25 0,15 à 0,30 0,10 à 0,25 0,20 0,20 0,20

Chaque 0,20

Ti


0,15

0,15

0,10

0,15

0,10

0,25

0,25

0,25

0,25

0,15

0,35

0,10

0,10

0,10

0,15

0,15

Total

Autre

(1) Les équivalences entre les compositions normalisées selon les 2 normes sont plus ou moins exactes, des écarts importants existent pour certains éléments.

2,5

0,55

0,55

0,30

0,20

10,5 à 13,5

8,0 à 11,0

6,5 à 8,0

4,5 à 6,0

5,0 à 7,0

9,0 à 10,0

6,5 à 7,5

6,5 à 7,5

1,6 à 2,4

A-S2GT

41000

10,5 à 13,5

Si

A-S13

NF A 57-702

44100

NF EN 1706(1)

Alliage

Tableau 8.15 – Compositions normalisées sur pièces selon norme NF EN 1706 (en % pondéral). Quand une seule valeur est indiquée, elle correspond à un maximum autorisé.

8 • Aluminium et alliages d’aluminium 8.4 Propriétés et applications


C

375




Tableau 8.16 – Aptitudes technologiques et d’usage des alliages d’aluminium moulés.

Usinabilité

C

A

A

A

A

B

D

A-U5GT

B-C

C

D

C

B

D

A

41000

A-S2GT

C

B

B

A

A

B

B

42100

A-S7G0,3

B

B

B

A

E

B

B B

Décoration

A5

21000

Stabilité dimensionnelle

Ptoduction

10000

Alliage

Aptitude au moulage en général

Général

Aptitude au soudage à l’arc

Comportement Aptitude à l’atmosphère à l’anodisation

42200

A-S7G0,6

B

B

B

A

E

B

43300

A-S10G

B

B

B

A

E

B

B

44100

A-S13

A

A

B

A

E

A

D

45000

A-S5U3

B

B

D

C

E

A

B B

45100

A-S5U3G

B

B

D

C

E

B

46000

A-S9U3

B

B

D

C

E

D

B

46300

A-S7U3G

B

B

D

C

E

B

B

47000

A-S12U

A

A

D

C

E

A

C

48000

A-S12UNG

B

A

D

C

E

B

C

51100

A-G3T

C

B

A

A

A

A

A

51200

A-G10S

C

B

A

A

D

A

51300

A-G6

C

B

A

A

B

A

A

71000

A-Z5G

C

B

B

B

B

A

A

Code A = excellent, B = bon, C = moyen, D = médiocre, E = impropre.

Ces alliages occupent, dans la plupart des pays industrialisés, une position prédominante parmi les alliages moulés dans les secteurs suivants : – l’automobile : roues, bras de suspension, traverses, pivots, étriers, corps de vérins…, – l’aéronautique : carters, boîtes d’engrenage, prises d’air mobile…, – l’armement. • L’alliage 43300 (A-S10G), pouvant également être coulés sous pression, sont utilisés pour des pièces mécaniques variées. Ils tendent cependant à être supplantés par les alliages A-S7G.

Alliages Al-Si-Cu • Les alliages 45000 (A-S5U3) et 45100 (A-S5U3G), en dépit de compositions voisines, ont des applications différentes : – l’alliage 45000 (A-S5U3) est un alliage sans traitement thermique, d’utilisation très générale lorsqu’il n’y a pas de contraintes particulières : sollicitations peu élevées, 376



absence de problèmes de corrosion (application aux culasses, collecteurs d’admission, carters, tubulures et pièces mécaniques à caractéristiques courantes) ; – l’alliage 45100 (A-S5U3G) utilisé généralement après traitement thermique, est bien adapté à la coulée en coquille de pièces à haute résistance mécanique. • L’alliage 46300 (A-S7U3G) est, parallèlement au 45000, utilisé non traité, en particulier pour les culasses de moteur à essence, en raison de sa bonne tenue à chaud, de sa bonne aptitude au moulage en coquille ou sous pression, de sa bonne étanchéité et usinabilité. • L’alliage 46000 (A-S9U3), surtout moulé sous pression, a des applications importantes dans l’industrie automobile : blocs moteurs, carters, boîtiers de direction…, pièces mécaniques complexes. • L’alliage 47000 (A-S12U), qui peut être moulé sous pression, est destiné aux pièces mécaniques peu épaisses. • Les alliages A-S10UG et 48000 (A-S12UNG) sont typiquement des alliages utilisés pour les pistons de moteurs.


C

Alliages hypersiliciés La teneur élevée en silicium, assez nettement au-delà de l’eutectique, contribue aux caractéristiques attendues de ces alliages essentiellement utilisés pour la fabrication des pistons, en particulier pour moteurs à essence deux temps et moteurs diesel. Ils ont un faible coefficient de dilatation, de bonnes propriétés de frottement à chaud, une bonne tenue mécanique à chaud… Les nuances représentatives sont : les alliages A-S18UNG, A-S20U, A-S22UNK et A-S25UNG.

Alliages Al-Cu Ces alliages présentent les caractéristiques suivantes : – une aptitude au moulage variable mais assez médiocre, – une résistance à la corrosion insuffisante en milieu agressif marin, – mais une bonne usinabilité. • L’alliage 21000 (A-U5GT) est, parmi les alliages normalisés Afnor, celui qui possède les caractéristiques mécaniques les plus élevées, non seulement en essai statique mais également en endurance et en fatigue. C’est l’alliage de choix pour les pièces fortement sollicitées : aéronautique, armement, véhicules divers… • Les alliages A-U5NKZr et A-U4NT, qui possèdent des propriétés de moulage voisines de celles de l’A-U5GT, sont utilisés pour les pistons, culasses de moteurs Diesel, têtes de cylindres… en raison de leur bonne résistance à chaud jusqu’à 250 °C, voire même 300 °C. • L’alliage A-U8S a pour principale caractéristique une excellente usinabilité. • De nouveaux alliages dérivés de l’alliage A-U5GT ont été développés ces dernières années pour obtenir une résistance mécanique supérieure : il s’agit des alliages AU5GAgT, A-U5MGT et A-U4Z3G. Réalisés à partir d’aluminium à très faible teneur en impuretés (Fe ≤ 0,10 %), subissant un traitement thermique spécialement adapté, ces alliages sont relativement coûteux et trouvent leurs principales applications dans l’industrie aérospatiale. Résistance mécanique de l’alliage A-U5GAgT La résistance mécanique de l’alliage A-U5GAgT – Cu : 4,0 – 5,0 %, Mg : 0,15 – 0,35 %, Ag : 0,40 – 1,0 %, Fe ≤ 1,0 %, Fe ≤ 0,10 % – à l’état Y23 ou Y33 est la suivante : R0,2 = 330 MPa,

377

8.5 Normalisation 8.5 Normalisation


Alliages Al-Zn

Rm = 410 MPa, A=3% HB = 115.

Leur particularité essentielle est d’être « autotrempants ». • L’alliage 71000 (A-Z5G), essentiellement coulé en sable, présente un intérêt pour la construction mixte moulé-soudé. • L’alliage A-Z10S8G a pour intérêt, outre son autotrempabilité, des propriétés de fonderie se rapprochant de celles des alliages Al-Si hypo-eutectiques, et des propriétés mécaniques à l’état brut de coulée se rapprochant de celles des alliages traités thermiquement.

Alliages Al-Mg Ces alliages présentent les qualités spécifiques ci-dessous : – – – –

usinage facile, bonne aptitude à l’anodisation de protection et de décoration, bel aspect après polissage, excellente tenue à la corrosion atmosphérique ou marine.

En revanche, leur aptitude au moulage est quelconque et parfois faible en coquille, leur sensibilité à la crique est d’autant plus élevée que leur teneur en magnésium est plus faible. • L’alliage 51100 (A-G3T), coulable en sable et en coquille, est destiné de préférence à des pièces devant résister à la corrosion (industrie alimentaire, marine), ou devant garder un aspect décoratif durable. • L’alliage 51300 (A-G6) est voisin de l’A-G3T, mais a une résistance mécanique supérieure. • L’alliage 51200 (A-G10S) peut être coulé sous pression. Son aptitude au moulage en coquille est meilleure que celle des deux alliages précédents (susceptibilité moindre aux retassures et à la crique).

Alliages Al-Mn Les nuances utilisées sont les alliages A-M4 et A-M2N2. Elles se caractérisent par une température de début de fusion élevée, de l’ordre de 658 °C pour l’A-M4. Elles sont donc peu fusibles et sont utilisées comme grilles de brûleurs, chapeaux de brûleurs coulés en coquille ou sous pression. Leurs propriétés de fonderie telles que coulabilité ou tendance à la crique ne sont pas très bonnes.

Alliages Al-Sn L’alliage A-E6UN est l’alliage représentatif, il est essentiellement utilisé pour les coussinets et pièces de frottement.

8.5 Normalisation 8.5.1 Normalisation française : l’Afnor

Normes Afnor traitant de généralités Les normes françaises Afnor concernant les généralités sur l’aluminium et ses alliages ont été regroupées dans le recueil en 5 volumes Métaux non ferreux. Aluminium (1998) : – Tome 1 : Généralités. Formes brutes. – Tome 2 : Produits corroyés à usages généraux. Normes européennes.

378


8.5 Normalisation

– Tome 3 : Produits corroyés à usages généraux. Normes françaises. – Tome 4 : Produits corroyés à usages spécifiques. – Tome 5 : Essais et analyses. Soudage.

Normes Afnor traitant de la mise en œuvre et de la corrosion Les normes françaises Afnor concernant la mise en œuvre (soudage, anodisation, mise en peinture,…) et le comportement à la corrosion sont regroupées dans d’autres recueils édités par l’Afnor dont les principaux sont les suivants : – Protection contre la corrosion, 5 tomes (1999), – Décolletage et mécanique de précision (1999) ; – Fonderie, 3 tomes (1995).


Le catalogue Afnor indique la liste complète des normes françaises par classe, que l’on trouve également sur le site Internet : www.normesenligne.afnor.fr.

Normes spécifiques

D’autres normes spécifiques s’appliquant plus particulièrement à l’aéronautique : les normes NF L, RC aero, RG aero,… peuvent être demandées au Bnae – Bureau de normalisation de l’aéronautique. Celles concernant l’armement : les normes Air, Gam, Aecma… sont classées au Cedocar – Centre de documentation de l’armement.

8.5.2 Normalisations européenne et internationale

Désignations

Les normes européennes prennent progressivement la place des normes nationales des pays européens. Lorsqu’une norme Afnor reproduit intégralement une norme européenne, son indice prend la numérotation de la norme européenne. Exemple de reproduction d’une norme européenne La norme NF EN 27942 constitue la version française de la norme européenne EN 27942. Son indice de classement reste le numéro initial de la norme Afnor, soit Z 73-010.

Lorsqu’une norme Afnor reproduit intégralement une norme internationale, son indice reprend la numérotation internationale. Exemple de reproduction d’une norme internationale La norme NF ISO 7266 reproduit intégralement la norme Iso 7266. Son indice de classement reste le numéro initial de la norme Afnor, soit A 06-719.

Pour la plupart des normes étrangères, Din, Uni – excepté les normes anglaises BS – la règle suivie est la même.

Services spécifiques

Pour aider les exportateurs désireux d’acquérir des normes internationales, l’Afnor a mis en place un « Service rapide – normes étrangères ». Une copie du document recherché peut être obtenue sous 48 heures. Par ailleurs, un service spécifique de l’Afnor – « Norex » – a été crée pour aider les exportateurs à surmonter les obstacles techniques qu’ils peuvent rencontrer sur les marchés étrangers : prescriptions, normes, règlements, procédés de certification, d’homologation, essais…

8.5.3 Autres documents de référence Il existe par ailleurs des documents de référence auxquels il peut être très utile de se reporter. Ils sont spécifiques à certaines applications, on peut citer par exemple : 379


8.5 Normalisation

• Les codes de calcul pour les appareils à pression en général, Codap (Snct : Syndicat national de la chaudronnerie et de la tuyauterie industrielles) ou pour les appareils à pression simple (Unm : Union de la normalisation de la mécanique). • Les cahiers de prescriptions particulières dans le bâtiment (Cstb : Centre scientifique et technique du bâtiment). • Les règles de conception et de calcul des charpentes en alliages d’aluminium (Cstb). • Les prescriptions pour les ouvrages d’art (Setra : Services d’études techniques des routes et autoroutes).

8.5.4 « Alimentarité » Lorsqu’un matériau ou un objet à l’état de produit fini est destiné à être mis en contact avec des denrées, boissons ou produits alimentaires, il ne doit pas céder à ceux-ci des constituants en quantité susceptibles : • de présenter un danger pour la santé humaine, • d’entraîner une modification inacceptable de la composition des denrées ou une altération de leurs caractères organoleptiques. Pour les aluminiums et alliages d’aluminium, les normes NF EN 602 pour les produits corroyés, et NF EN 601 pour les produits moulés de décembre 1994, définissent les teneurs des impuretés et/ou des éléments d’addition à ne pas dépasser pour leur utilisation au contact des denrées et boissons alimentaires. Lorsque sur un tel matériau, on est amené à appliquer un revêtement, à effectuer une anodisation qui seront au contact des denrées et boissons alimentaires, l’arrêté du 27 août 1987, paru au journal officiel de septembre 1987, rappelle que ces revêtements1 doivent être « conformes à la réglementation en vigueur les concernant ». Ce même arrêté précise les seuls bains autorisés pour l’anodisation, ainsi que les seuls pigments ou colorants autorisés pour l’anodisation post-colorée. Enfin, en général, une opération finale de colmatage est obligatoire dans des conditions qui sont indiquées. Les produits utilisés pour la mise en épreuve et/ou le nettoyage de tels matériaux ou objets devront aussi être certifiés conformes pour un tel usage par le fournisseur, sur la fiche technique de son produit2.

8.5.5 Adresses utiles AFNOR (Association Française de Normalisation) 11, rue Francis de Pressensé 93571 La Plaine Saint-Denis Cedex Tél. : 01 41 62 80 00 http://www.afnor BNAE (Bureau de Normalisation Aéronautique) 54, rue Jean Jacques Rousseau 92138 ISSY LES MOULINEAUX CEDEX Tel : 01 47 65 70 00

1. En ce qui concerne les revêtements, le fournisseur devra certifier conforme, sur la fiche technique de son produit, la préparation de surface du métal, ainsi que le revêtement. 2. Homologation par la Direction générale de la concurrence, de la consommation et de la répression des fraudes, 13, rue Saint-Georges 75436 Paris Cedex 09.

380

8.6 Propriétés d’usage des alliages d’aluminium 8 • Aluminium et alliages d’aluminium

8.6 Propriétés d’usage des alliages d’aluminium

CEDOCAR (Centre de Documentation de l’Armement) 26, bd Victor 75996 PARIS ARMEES Tel : 05 45 37 19 63 [email protected] CSTB (Centre Scientifique et Technique du Bâtiment) 84 avenue Jean Jaurès Champs-sur-Marne 77447 Marne-la-Vallée Cedex 2 Tél : 01.64.68.82.82 www.cstb.fr


8.6 Propriétés d’usage des alliages d’aluminium 8.6.1 Propriétés physiques

Propriétés atomiques et cristallines Ces propriétés sont les suivantes : • numéro atomique : 13 ; • masse atomique : 26, 98 ; • principal isotope : A127 stable, comprenant 14 neutrons et 13 protons ; • valence dans les composés chimiques : 3 ; • section efficace d’absorption pour les neutrons thermiques : 0,232 ± 0,003 b (1b = 10–28 m2) ; • structure cristalline à face centrée stable à toutes températures ; • constante réticulaire : 4,049596 × 10–10 m à 25 °C ;Ì • diamètre atomique : 2,86 × 10–10 m ; • volume atomique : 9,999 × 10–6 m3/mol

Masse volumique

La masse volumique est de 2 699 kg/m3 pour un titre de 99,95 %. Cette valeur est légèrement modifiée par la présence d’éléments étrangers ou d’impuretés : • 2 700 kg/m3 pour un titre de 99,65 % ; • 2 710 kg/m3 pour un titre de 99,00 à 99,30 %.

Propriétés thermiques Fusion

La température de fusion est de 660 °C pour un aluminium de pureté titrée à 99,996 % ; l’intervalle de fusion est de 664-657 °C pour un aluminium de pureté titrée de 99,00 à 99,50 %. La chaleur de fusion équivaut à 2,56 kcal/mol, soit 397 kJ/kg, ou 95 cal/g

Vaporisation

La température d’ébullition est de 2 500 °C environ. La chaleur de vaporisation est de 10 780 kJ/kg. À l’état liquide, l’aluminium liquide a une très faible tension de vapeur à basse température mais qui s’élève très vite avec celle-ci (tableau 8.17).

Dilatation thermique

Le coefficient de dilatation thermique linéaire de l’aluminium est 23,0 × 10–6 K–1 à la température de 20 °C. Il varie en fonction de la température (tableau 8.18). 381

8.6 Propriétés d’usage des alliages


d’aluminium

Tableau 8.17 – Tension de vapeur de l’aluminium. 7,4 × 10–11 3,0 × 10–6 9,8 × 10–4 0,037 0,728

atm atm atm atm atm

à 727 °C à 1 127 °C à 1 527 °C à 1 927 °C à 2 427 °C

Tableau 8.18 – Variation du coefficient de dilatation thermique en fonction de la température. 8,1 × 10–6 K–1 17,1 × 10–6 K–1 20,2 × 10–6 K–1 24,9 × 10–6 K–1 28,2 × 10–6 K–1 33,5 × 10–6 K–1

à – 198 °C à – 123 °C à – 73 °C à + 127 °C à + 327 °C à + 527 °C

Le coefficient moyen de dilatation thermique linéaire entre deux températures est plus souvent utilisé, il est alors fonction du domaine de température considéré (tableau 8.19).

Tableau 8.19 – Coefficient moyen de dilatation thermique linéaire.

23,8 × 10–6 K–1 24,6 × 10–6 K–1 25,4 × 10–6 K–1 26,5 × 10–6 K–1 27,7 × 10–6 K–1

entre + 20 et + 100 °C entre + 20 et + 200 °C entre + 20 et + 300 °C entre + 20 et + 400 °C entre + 20 et + 500 °C

À l’état liquide le volume est donné par la formule approchée ci-après Vt = V660 [1 + 0,000114 (t – 660)], où Vt = volume à t °C, V660 = volume à 660 °C.

Conductivité thermique

La conductivité thermique est de 237 W/(m. k) à la température ambiante. Elle varie en fonction de la température (tableau 8.20). Au-dessous de –173 °C, la conductivité thermique de l’aluminium de pureté titrée à 99,99 % et plus, est très sensible au niveau d’impuretés.

Propriétés thermochimiques La capacité thermique massique est de 900 J/(kg.K), soit une capacité thermique molaire de 24,29 J/(mol.K). L’entropie est de 1 050 J/(kg.K), soit une entropie molaire de : 28,33 J/(mol.K). 382



d’aluminium

Tableau 8.20 – Variation de la conductivité thermique en fonction de la température.

302.W/(m.K) 237.W/(m.K) 208.W/(m.K) 91.W/(m.K)

à à à à

– 173 °C + 20 °C + 660 °C – état solide – + 660 °C – état liquide –

Propriétés électriques et magnétiques Résistivité et conductivité électriques


L’aluminium conduit très bien l’électricité puisqu’il se place immédiatement après le cuivre dans les métaux communs. La résistivité électrique généralement admise pour l’aluminium de pureté titrée à 99,996 % à la température ambiante est de 2,6548.10–8 Ω.m (2,6548 µΩ.cm), soit une conductivité de 64,94 % IACS (international annealed copper standard) Les impuretés et les éléments d’addition ont une influence plus ou moins importante sur la résistivité : les éléments qui ne sont pas en solution solide ont relativement peu d’influence. Par contre, ceux qui entrent en solution solide peuvent augmenter assez fortement cette propriété. Il en est ainsi pour le chrome, le vanadium, le lithium, le manganèse et le titane. L’aluminium commercial utilisé dans les applications électriques titre généralement 99,7 % et présente une résistivité de 2,72 µΩ. cm soit 63,5 % IACS. La résistivité augmente avec la température suivant la formule : ρt = ρ20 [1 + a (t – 20)] où : ρt = résistivité à t °C, ρ20 = résistivité à 20 °C, a = coefficient de température égal à 0,00429 pour l’aluminium titré à 99,996 % et qui diminue lorsque le titre de l’aluminium diminue ; ce coefficient atteint 0,004 pour 99,00 %. La résistivité diminue lorsque la température baisse. Aux très basses températures, la résistivité est essentiellement fonction de la pureté de l’aluminium. À la température de l’hélium liquide (–269 °C), de très faibles variations dans le niveau des impuretés entraînent de très grandes variations de la résistivité.

Supraconductivité

L’aluminium devient supraconducteur près du zéro absolu : La température de transition est alors comprise entre 1,14 et 1,20 K.

Susceptibilité magnétique

La susceptibilité magnétique est de 0,6 × 10–3 mm3/g. Il est important de souligner que cette valeur est peu influencée par la présence d’impuretés même ferromagnétiques telles que le fer. Lorsque le fer varie de 0,05 à 2,4 %, la susceptibilité magnétique passe de 0,58 × 10–3 mm3/g à 0,7 × 10–3 mm3/g.

Propriétés optiques Pouvoir réflecteur L’aluminium poli présente un excellent pouvoir réflecteur qui varie avec la longueur d’onde. Dans le spectre visible, il est de l’ordre de 85 à 90 % et n’est dépassé que par 383



d’aluminium

l’argent. Ce pouvoir réflecteur, qui peut être amélioré par des traitements de surface tels que le polissage et le brillantage, est d’autant plus élevé que le titre du métal est également plus élevé. Dans les applications utilisant cette propriété (réflecteurs), l’aluminium peut être protégé par anodisation sans diminution sensible du pouvoir réflecteur dans le temps et aux intempéries.

Pouvoir émissif

L’aluminium revêtu de sa couche naturelle d’oxyde a un pouvoir émissif très faible : 5 % du corps noir à l’état poli. Cette propriété est utilisée en isolation. Par contre, le pouvoir émissif de l’aluminium anodisé augmente fortement avec l’épaisseur de la couche : il est de 80 % du corps noir pour une épaisseur d’oxyde de 10 µm.

8.6.2 Propriétés mécaniques Les tableaux 8.21 et 8.22 donnent respectivement pour les principaux alliages de corroyage et de moulage les caractéristiques mécaniques typiques, déterminées à la température ambiante, à savoir : • les caractéristiques mécaniques de traction mesurées sur éprouvettes, • la dureté Brinell mesurée sous 500 kg avec une bille de 10 mm de diamètre, Tableau 8.21 – Caractéristiques mécaniques typiques des principaux alliages d’aluminium corroyés à la température de 20 °C.

Traction

Cisaillement Fatigue

Alliage

État

R0,2 (MPa)

Rm (MPa)

A (%)

Dureté Brinell

Rm (MPa)

1050 A

0 H14 H18 0 H14 0 H14 H18 T8 T6 T4 T4 T3 T6 0 H14 H18 0 H24 H26 0 H24 0 H14 H18

30 105 140 25 95 35 115 150 300 420 280 320 390 390 45 140 190 70 200 250 55 165 50 155 195

80 115 155 75 105 90 125 165 380 480 420 465 450 440 115 155 205 180 240 285 130 190 120 175 220

40 11 6 42 11 35 10 5 15 12 18 18 10 9 38 8 4 27 8 5 30 8 30 7 4

21 30 41 19 27 22 33 44 100 137 105 120 115 135 28 42 55 45 64 77 31 50 30 46 58

55 71 90 50 64 65 80 100 234 290 260 285 275 270 75 95 110 110 125 145 80 110 80 105 117

1080 1100 ou 1200 2011 2014 2017 A 2024 2030 2618 A 3003

3004

3005 3105

384

Module d’élasticité

(MPa)

(GPa)

25

69 69 69 69 69 69 69 69 70 73 73 73 73 74 69 69 69 69 69 69 69 69 69 69 69

55 34 48 62 125 145 135 140 135 140 50 60 70 95 105 110



d’aluminium Tableau 8.21 – Suite.

5005 5050 5052 5083 5086 5454 5754 6005A 6060 6061 6082 6106 7020 7049A 7075

État 0 H24 H28 0 H24 H26 0 H24 H28 0 0 0 H24 0 H24 T6 T5 0 T6 T6 T5 T5 T6 T6 T73

R0,2 Rm (MPa) (MPa) 40 140 180 55 165 200 90 205 255 160 135 110 130 100 215 260 190 55 270 280 230 320 570 500 430

120 160 200 145 190 220 190 250 285 305 278 250 300 200 270 285 220 125 305 315 265 380 650 570 500

A (%) 30 10 5 28 9 5 28 12 5 23 25 26 26 23 10 12 16 25 13 12 13 12 10 11 13

Dureté Brinell

Cisaillement Rm (MPa)

28 41 51 36 53 63 48 68 77 70 63 62 81 50 68 90 75 30 95 95 95 120

75 96 110 105 125 140 122 142 165 185 165 159 180 130 150 185 150 83 205 218 175 245

150 140

330 300

Fatigue (MPa)


85 90 95 110 125 140 108 100 97 72 60 98 98 84 125 160 150

69 69 69 69 69 69 70 70 70 71 71 70 70 70 70 69,5 69,5 69 69 69,5 69,5 71,5 72 72 72


Traction Alliage

• la résistance au cisaillement, • la limite de fatigue à 108 cycles de flexions alternées rotatives, • le module d’élasticité, moyenne des modules en traction et en compression (le module en compression étant environ 2 % plus élevé que le module en traction). Il est important de compléter ces deux tableaux par les remarques ci-après.

Propriétés élastiques Module d’élasticité Il est égal à 66,6 GPa pour l’aluminium pur et augmente en présence d’impuretés et d’additions. Pour l’aluminium commercialement pur, la valeur de 69 GPa est généralement admise. Pour les alliages, le module est généralement compris entre 69 et 72 GPa ; il est particulièrement sensible à la teneur en silicium et passe de 70 à 82 GPa lorsque la teneur en silicium augmente de 2 à 18 %.

Module de torsion Il est égal à 25 GPa pour l’aluminium pur titré à 99,9 % et à 26 GPa pour l’aluminium commercial.

Coefficient de Poisson Il varie de 0,33 à 0,35. 385



d’aluminium

Tableau 8.22 – Caractéristiques mécaniques des alliages coulés pour des éprouvettes coulées à part (extrait norme NF EN 1706).

Coulée en sable Alliage NF EN 1706

État métallurgique

Ancienne désignation NF A 02-002

Module d’élasticité (Gpa)

Résistance à la traction Rm (MPa)

Limite conventionnelle d’élasticité Rp0,2 (Mpa)

Allongement A (%)

Dureté Brinell (HBS)

T4

A-U5GT Y24

72

300

200

5

90

T6

A-U5GT Y23

72

300

200

3

95

(1)

T6

A-U5NKZr Y23

72

270

295

1

100

(1)

F

A-U8S Y20

70

125

160

0,5

70

F

A-S2GT Y20

70

140

70

3

50

T6

A-S2GT Y23

70

240

180

3

85

F

A-S7G Y20

74

140

80

2

50

T6

A-S7G Y23

74

220

180

1

75

42100

T6

A-S7G03 Y23

74

230

190

2

75

42200

T6

A-S7G06 Y23

74

250

210

1

85

F

A-S10G Y20

76

150

80

2

50

T6

A-S10G Y23

76

220

180

1

75

F

A-S13 Y20

76

150

70

4

50

F

A-S5U3 Y20

75

150

90

1

60

F

A-S5U3Mn Y20

75

140

70

1

60

T6

A-S5U3Mn Y23

75

230

200

6

2,5 > e > 6

2,5 > e > 6

4 > e > 10

1,5 > e > 5

0,8 > e > 5

0,8 > e > 1,5

Épaisseurs

2 mm

2 mm

75°

75°

e

75°

1,5 mm

1 mm

e

1 mm

1 mm

Préparation

Tableau 8.29 – Conditions du soudage à l’arc.

Support inox nervuré.

Reprise envers nécessaire après gougeage atteignat le fond du cordon. Jeu maxi : 1,5 mm.

Support inox.

Reprise à l’envers nécessaire après gougeage atteignant le fond du premier cordon.

Bords libres pointés. Corniche même principe, mais il y a intérêt à déséquilibrer le chanfrein.

Bords libres pointés.

Carre abattue, suppor t inox, soudure bridée.

Un léger croquage des bords limite les déformations.

Observations

8 • Aluminium et alliages d’aluminium 8.7 Propriétés de mise en œuvre des alliages d’aluminium



• de mauvaises conditions climatiques de l’atelier ou du chantier (humidité) ; • de mauvaises conditions de stockage des fils d’apport. Des porosités alignées peuvent avoir pour origine un gougeage insuffisant dans le cas d’un soudage Mig avec reprise envers.

Fissures Les causes des fissures sont les suivantes : • un mauvais choix du métal à souder, du produit d’apport, • des contraintes excessives, dues à un refroidissement brutal ; c’est le cas classique des fissures de cratères qui sont évitées par l’évanouissement de l’arc et le tour de main du soudeur (allumages et extinctions successifs pour refroidir lentement le cratère) ; • des défauts d’accostage, jours excessifs entre les tôles, différence de rigidité excessive entre les éléments à assembler.


C

Manque de pénétration Le manque de pénétration est dû à un mauvais réglage des paramètres de soudage : vitesse, intensité. Dans le cas du soudage en deux passes opposées, il s’agit d’un mauvais gougeage entre les passes.

Collage Les défauts de collage sont essentiellement liés à : • une ouverture de chanfrein insuffisante ; • un soudage trop « froid » ; • un régime transitoire : les départs de cordon Mig sont toujours collés. Il faut donc les faire sur des plaquettes martyrs ou les éliminer et les reprendre.

Inclusion de tungstène Elles sont dues à : • un mauvais choix de l’électrode ; • une intensité trop élevée par rapport au diamètre. Remarque La norme Afnor NF A 89-220 « Aluminium et alliages d’aluminium – Soudage – Classification et contrôle des joints soudés » fait état de toute la partie contrôle et classification des joints sur alliages légers.

8.7.3 Brasage Le brasage se distingue du soudage par le fait que seul le métal d’apport fond et vient mouiller le métal de base resté solide. La diffusion de l’apport se fait par capillarité et diffusion de la brasure dans le métal de base. Le brasage est un brasage fort (Tf > 450 °C). Les métaux d’apport appartiennent ici à la série 4000 : alliages aluminium/silicium. Sous cette rubrique on classe plusieurs procédés d’après la nature de la source de chaleur. • Soudo-brasage Cette technique dérive du soudage oxyacétylénique par le matériel et l’emploi de fluxcorrosifs ou non corrosifs. Le métal d’apport le plus employé est l’eutectique aluminium-silicium (A-S12), Tf = 577 °C, sous forme de baguette. Cette température limite le procédé aux alliages des 425



séries 1000, 3000, 6000 et à certains de la série 5000 avec teneur en magnésium inférieure à 3 %. La grande fluidité de cet alliage lui permet de garnir le joint par capillarité donnant ainsi une liaison fine et lisse de bel aspect et une bonne facilité opératoire. Les applications en sont la chaudronnerie fine, les couvertures en aluminium (bâtiment). • Brasage au four avec flux • Brasage au bain de sels • Brasage par induction1 • Brasage sous vide L’addition de certains éléments, en particulier le magnésium, permet le brasage sous vide sans flux décapant. Le métal d’apport est également mis en œuvre sous forme de placage. Les applications concernent les échangeurs, les échangeurs d’automobiles, les guides d’ondes.

8.7.4 Assemblage mécanique

Visserie – Boulonnerie Dans les zones non mouillées, tout au plus humides, on peut utiliser de la visserie en acier inoxydable. En dépit de la différence importante entre le potentiel de dissolution de l’aluminium et de ses alliages, et celui des aciers inoxydables, on ne constate pas, en général, de corrosion à évolution dangereuse de l’aluminium et de ses alliages au contact de certains de ces aciers. Dans ce cas, il est indispensable d’utiliser des aciers inoxydables austénitiques du type 18-10, à 18 % de chrome et 9,5 % de nickel ; ou du type 18-12 molybdène, à 17 % de chrome, 11 % de nickel et 2,5 % de molybdène. En immersion permanente dans un liquide conducteur tel que l’eau de mer, il n’est pas possible d’assembler des pièces en aluminium avec de la visserie en acier inoxydable. Comme pour les assemblages hétérogènes, il faut isoler entre eux les deux métaux en présence. Les assemblages en bois sur l’aluminium, dans les zones humides, nécessitent une protection de l’aluminium avec un primaire au chromate de zinc ou un vernis spécialement prévu pour cet usage. Il est bien connu qu’au contact de certains bois, l’aluminium peut subir une légère corrosion superficielle.

Rivetage Il est déconseillé d’utiliser pour des rivets des alliages dont la teneur en magnésium soit supérieure ou égale à 3,5 % pour éviter la corrosion sous contrainte en atmosphère corrosive (exemple : la corrosion marine). Il y a lieu, dans tous les cas, d’utiliser des pièces prépeintes ou avec un enduit ou des bandes d’interposition, pour éviter la corrosion entre les deux tôles rivetées.

1. Pour ces trois procédés, le métal d’apport se présente aussi sous forme de bandes, de poudre ou de plaqué d’aluminium – silicium une ou deux faces, sur une âme en 1050 A ou 3003.

426



8.7.5 Chaudronnage Les méthodes générales de chaudronnerie des alliages d’aluminium, les machines employées, ne diffèrent pas sensiblement de celles utilisées pour les aciers. Les alliages d’aluminium sont des matériaux faciles à mettre en œuvre. Il faudra cependant tenir compte de leur faible dureté superficielle, des soins à apporter aux outillages pour éviter de blesser le métal, des risques de pollution par des traces de métaux ferreux et cuivreux qui pourraient provoquer des corrosions locales. Il faut travailler dans un environnement tel que ce risque soit limité. Cela implique, en particulier, de ne pas utiliser les mêmes outillages pour l’aluminium et l’acier. L’opération de chaudronnage est l’art de maîtriser la déformation des métaux en feuilles, tubes et profils. On aura toujours présent à l’esprit que les opérations successives de chaudronnage, rétreint, emboutissage, conduisent à des effets dits d’écrouissage – « durcissement » par déformation à froid – qui entravent progressivement les possibilités de déformations permanentes – plastiques – recherchées.


C

Alliages utilisés en chaudronnage Les alliages de chaudronnage se partagent en deux familles : • ceux sans durcissement structural : séries 3000, 5000, auxquels on ajoutera les aluminiums non alliés de la série 1000. Ils sont destinés à des applications classiques : transports, enveloppes de citerne, tuyauteries diverses…, • ceux avec durcissement structural : séries 2000, 6000, 7000. Ils sont plus particulièrement destinés aux secteurs aéronautique, spatial et militaire, voire automobile.

Alliages sans durcissement structural Les plus couramment utilisés appartiennent à la série 5000 dans laquelle on trouve les alliages 5754, 5086 et 5083 cités dans l’ordre décroissant d’aptitude au chaudronnage. Sur ces alliages, on pourra, en cours d’exécution, procéder à autant de recuits qu’il est nécessaire pour assurer une mise en œuvre correcte. Ces recuits sont, pour ces alliages, obtenus soit par chauffage au four, soit au chalumeau – pour un alliage 5754, quelques minutes à deux heures à 345-380 °C. Le refroidissement sera effectué soit à l’air ambiant, soit par immersion. Il est possible de travailler à chaud (moins de 200 °C) pour faciliter la mise en forme sans que cela soit préjudiciable aux propriétés mécaniques du métal. Toutefois, il est exclu de travailler dans une zone de températures voisines de celle du recuit (350-400 °C). On veillera à ne recuire un métal que lorsqu’il devient « difficile à travailler ». Ceci correspond à un taux d’écrouissage au moins égal à l’écrouissage dit « critique »1. Il faut observer les deux conditions suivantes : • un recuit trop tardif rendrait le matériau « fragile » (cassant), • un recuit trop précoce augmenterait la fragilité du métal par grossissement exagéré de la structure granulaire. Tout l’art du chaudronnier sera d’évoluer à l’intérieur de ce compromis.

1. Le phénomène de recristallisation ne peut se déclencher que si le taux d’écrouissage appliqué au métal est supérieur à une valeur limite appelée écrouissage critique ; un taux d’écrouissage élevé accélère le phénomène de recristallisation et augmente la finesse des nouveaux cristaux. On essaiera de maintenir le taux d’écrouissage au moins à 20 % avant tout recuit.

427



des alliages d’aluminium

Alliages à durcissement structural La mise en forme de ces alliages doit être faite immédiatement après un traitement thermique. Ce traitement peut consister en un recuit lent ou une trempe. Recuit lent Il s’agit d’un recuit fait obligatoirement en four (tableau 8.30) suivi d’un refroidissement lent, 35 °C/h, jusqu’à 220 °C, température maximale d’ouverture du four. Le recuit, après mise en forme, sera suivi d’une mise en solution accompagnée d’une trempe et éventuellement d’un revenu (tableau 8.31).

Tableau 8.30 – Tableau des conditions de recuit des alliages à durcissement structural.

Recuit après TT Alliages

Temp. (°C)

Durée (h)

6063

380-420

6081

380-420

7020 2117 2017A 2024 2014 2618A

Recuit sur métal écroui Recristallisation Restauration Temp. (°C)

Durée (h)

Temp. (°C)

Durée (h)

1à2

340-380

0,5 à 2

240-280

1à4

1à2

340-380

0,5 à 2

250-280

1à4

250-260

1à2

340-380

0,5 à 2

250-280

1à4

380-420

1à2

360-400

0,5 À 2

270-300

2à8

380-420

1à2

360-400

0,5 à2

270-300

2à8

360-400

1à2

320-380

0,5 à 2

270-300

2à8

7075

360-400

1à2

320-380

0,5 à 2

270-300

2à8

7049A

360-400

1à2

320-380

0,5 à 2

270-300

2à8

Trempe La trempe ou travail sur « trempe fraîche » se déroule ainsi : après traitement de mise en solution et trempe, on peut profiter de la grande plasticité du métal pour le mettre facilement en forme. La période propice pour ce travail varie de quelques minutes à quelques dizaines d’heures suivant les alliages. Toutefois, si besoin est, on peut différer le début de la maturation en abaissant la température de stockage. Exemple. Pour l’alliage 2017 A (A-U4G), le temps de maturation varie de 2 heures à 15 °C, à 65 heures à 0 °C et à 10 jours à –10 °C pour un même taux de durcissement. Son application concerne les rivets en 2017 A (aéronautique).

Enfin, pour les alliages à durcissement structural, on aura présent à l’esprit que toute élévation de température au-delà de 120 °C altère le métal en faisant chuter les caractéristiques mécaniques par modification de la structure métallurgique – grossissement au grain. On évitera donc le travail dit « à chaud ». 428




Tableau 8.31 – Tableau des conditions de mise en solution, maturation et revenu.

Temp. (°C)

Trempe

Maturation Durée/mini (jours)

6060

530 ± 10

Air ou eau

6081

530 ± 10

Eau froide ou tiède

7020

450 ± 10

2117

505 ± 5

2017A 2024

500 ± 5 495 ± 5

Eau froide Eau froide

4 4

2014 2618A

500 ± 5 530 ± 5

7075

440 ± 5 465 ± 5

Eau froide Eau froide ou brouillante Eau froide Eau froide ou chaude

7049A

465 ± 5

Revenu Temp. (°C)

Durée (h)

180 ± 5

5

8

160 ± 5

16

Eau ou air

8

120 ± 5

8

Eau ou air

30

Eau froide ou chaude

4 10-15 5

C 155 ± 5 185 ± 5

22 20

115 ± 5 135 ± 5

48 8

135 ± 5

8


Mise en solution Alliages

Travail des tôles et des produits plats Stockage Les tôles de plus de 1 mm d’épaisseur seront stockées verticalement, si possible, dans des casiers en bois. Les tôles plus minces seront stockées à plat, isolées du sol par un caillebotis, non métallique de préférence.

Traçage Le traçage à la pointe endommage la surface du métal et favorise les amorces de rupture ; il est donc recommandé d’utiliser un crayon dur (5 H, par exemple).

Découpage Cisaillage Suivant l’épaisseur et la nature du métal, on utilisera les cisailles suivantes : – pour les coupes droites : cisailles à levier, à guillotine ; – pour les coupes de forme : cisailles à molette, grignoteuses portatives ou fixes. Sciage Le sciage est un procédé de découpage très employé pour l’aluminium et ses alliages. Une scie à ruban de menuisier, équipée d’une lame spéciale conçue pour la fragmentation des copeaux et leur évacuation, convient parfaitement ; cette fonction est obtenue par alternance ou avoyage des dents et par l’angle de dégagement. • Scie à ruban (figure 8.28). Ses caractéristiques importantes sont les suivantes :

429




1,8 e

Pas 2,5 à 8

55°

e – 3 à 0°

Figure 8.28 – Scie à ruban. diamètre du volant (en mm) – l’épaisseur (e) est égale à -------------------------------------------------------------------------1000 – la largeur (l) est égale à 10 mm pour permettre le chantournage, jusqu’à 30 mm pour les tôles très épaisses ; – le pas de la denture est de 2,5 à 8 mm ; l’essentiel est de toujours avoir deux dents en action ; – la vitesse de coupe est de 200 à 1 500 m/min selon les alliages, – le lubrifiant est sous forme d’hydrocarbures. • Scie circulaire (figure 8.29). Le processus de coupe de ces machines se rapproche du fraisage. Comme pour ce mode d’usinage, l’utilisation d’outils à touches de carbures est vivement conseillée. La vitesse de coupe varie de 150 à 1 000 m/min selon les alliages et la forme des pièces, l’avance varie de 0,05 à 0,5 mm/dent.

e e – 3

e e – 3

p 60°

d h

25°

d : dépouille de 8° sur 1 mm de large

Figure 8.29 – Scie circulaire.

430

60°




L’avance est fonction de la qualité du travail à effectuer et de l’épaisseur des pièces. On a souvent intérêt à augmenter la vitesse de rotation et à diminuer l’avance. Eau à haute pression

Jet haute vitesse

Injection de l’abrasif


C

Accélération et focalisation

Jet focalisé Matériau à couper Collecteur

Figure 8.30 – Découpe au jet fluide. • Scie-fraise portative : c’est un outil très maniable pour coupes droites des tôles jusqu’à 20 mm. Le rendement est correct. • Scie sauteuse : elle est utilisable, dans de bonnes conditions, pour des épaisseurs inférieures à 6 mm. Autres moyens de découpe De nombreux moyens de découpe se développent actuellement : laser, plasma, découpe au jet d’eau chargé. • Jet fluide (figure 8.30). Ce procédé est dans sa phase de développement industriel. On peut, dès maintenant, couper les métaux, dont l’aluminium, avec des jets chargés en abrasifPaser. Les épaisseurs possibles sont de l’ordre de 40 mm, mais le procédé reste coûteux du fait de l’emploi important d’abrasif non recyclable. • Plasma : cette technique est en phase industrielle et en progrès constant. On voit apparaître sur le marché des plasmas à Vortex d’eau ; ce qui permet d’augmenter considérablement les vitesses de coupe. L’utilisation d’un plasma immergé permet de réduire les nuisances inhérentes à ce procédé, mais il nécessite des puissances installées plus importantes. La formation du plasma se fait dans une torche spéciale. Un gaz neutre, généralement de l’argon, est dissocié sous l’effet d’un arc électrique. Cette dissociation crée une augmentation considérable de la chaleur et du volume de gaz retenu dans une chambre munie d’un orifice par où s’échappe la colonne de plasma. Les températures atteintes varient de 6 000 à 30 000 K. 431



Il existe les deux types de plasma suivants : – Arc non transféré : il s’établit entre l’électrode de tungstène et la buse. Il a l’avantage de permettre le découpage des matériaux non conducteurs. L’arc non transféré est généralement utilisé comme arc pilote pour l’amorçage de l’arc transféré. – Arc transféré : il s’établit entre l’électrode de tungstène et la pièce à découper. Il permet la découpe des métaux. Les coupes obtenues sont de bonne qualité, bien que la surface coupée ne soit jamais tout à fait perpendiculaire à la surface de la tôle. Généralement utilisé sous eau pour éviter les dégagements de fumées, il sera associé à une table XY semblable aux tables de découpe oxyacétylénique, commandées par un ordinateur. De par sa grande vitesse de découpe – plusieurs mètres par minute, la qualité et la précision de la coupe, sa possibilité d’automatisation –, une installation de coupage plasma pourrait être un investissement très rentable, même pour des petites séries. La découpe des alliages légers au plasma n’affecte que modérément leurs caractéristiques métallurgiques : – pour les alliages à durcissement structural (séries 2000, 6000, 7000), la zone affectée est de 2 mm environ de part et d’autre de la coupe. Sur la profondeur, il y a abaissement des caractéristiques mécaniques et une sensibilité à la fissuration dans le sens travers court ; – pour les alliages sans durcissement structural (séries 3000, 5000), la zone affectée se réduit à 0,5/10, mais la sensibilité à la crique subsiste sur 2 mm. Dans tous les cas de figure, les dégradations restent minimes et ne subissent pas de progression dans le temps. • Laser : il permet une découpe possible de tôles de 3 mm au plus avec des appareils type Nd-YAG ou CO2. La zone affectée thermiquement est de 0,5 mm de part et d’autre de la coupe sur cette gamme d’épaisseurs.

Pliage des tôles Lorsque des plis doivent se croiser, il faudra matérialiser par des trous les points de croisement des lignes de pliage afin d’éviter la formation de criques lors de l’exécution des plis. L’aluminium n’exige pas un matériel de pliage particulier et les plieuses à tablier ou les presses à plier classiques conviennent parfaitement si les parties travaillantes des outils ne présentent pas d’irrégularités accidentelles inacceptables. Les rayons de pliage à respecter, en fonction de l’épaisseur pour les alliages 5754 H111 et 5086 H111, sont indiqués au tableau 8.32.

Mise en forme des surfaces non développables Comme pour le pilage, une bonne précaution consiste, avant mise en forme, à affranchir les bords de toutes les rayures résultant du découpage, afin d’éviter la formation de criques aux emplacements de déformations profondes. Ces mises en forme se feront sur les alliages 5754 ou 5086 – ou sur les alliages de la même famille – à l’état recuit ou à l’état H111. Dans certains cas, très particuliers, la mise en forme pourra nécessiter des recuits intermédiaires. Ces recuits pourront être effectués comme il est indiqué plus haut en utilisant un chalumeau à recuire et du suif comme indicateur de température ; à la température de recuit (380 °C), le suif prend une teinte brun foncé tirant sur le noir. On pourra éventuellement exécuter plusieurs recuits intermédiaires au cours de l’opération de formage. Il faudra toutefois éviter d’effectuer un recuit sur un métal qui n’est que 432




Tableau 8.32 – Rayon intérieur de pliage à froid en fonction de l’épaisseur (e).

Épaisseurs de la tôle en mm (e) États 0,5

1

2

3

5

6 à 10

1050-A

0 H14 H18

0 0 0-e

0 0 0,5e-1,5e

0 0 e-2e

0 0,5e-e 1,5e-3e

0 0,5e-e 2e-4e

0 0,5e-e 2e-5e

3003 et 5005

0 H12 H14 H16 H18

0 0 0 0-e 0,5e-1,5e

0 0 0 0-e e-2e

0 0 0-e 0,5e-1,5e 1,5e-3e

0 0 0-e e-2e 2e-4e

0 0-e 0,5-1,5 1,5-3e 3e-5e

0-e 0,5-1,5e e-2e 2e-4e 4e-6e

5754

0 H32 H34 H36 H38

0 0 0 0-e 0,5e-1,5e

0 0 0 0,5e-1,5e e-2e

0 0 0-e e-2e 1,5-3e

0 0-2 0,5e-1,5e 2,5-3e 2e-4e

0,5e-e 0-e e-2e 2e-4e 4e-6e

0,5e-e 0,5e-3e 2e-4e 3e-5e 4e-7e

5086

0 H34 H36

0 0-0,5e –

0-e 0,5e-e –

0-e e-2e 2e-3,5e

0,5e-e 1,5e-2,5 2e-3,5e

0,5e-1,5e 2e-3e 3e-5e

e-2e 2e-4e 4e-6e

2017-A

0 T4

0 1,5e-3e

0 2e-4e

0 3e-5e

0,5e-e 3e-5e

0,5e-e 3e-5e

0,5e-2,5e 4e-8e

6080

0 T4 T6

0 0-e 0,5e-1,5e

0 0-e 0,5e-1,5e

0 0,5-1,5e 1,5e-4e

0 e-2e 2e-5e

0-e 1,5e-3e 3e-6e

0-1,5e 2e-5e 4e-8e

7020

0 T4 T6

0 0-e –

0 0-e –

0 1,5-2,5e 2,5e-3,5e

0 1,5-2,5e 3e-4e

0,5e-1,5e 2e-4e 3e-5e

1,5e-4e 2e-5e 4e-7e


Alliages

légèrement écroui afin d’éliminer le risque de grossissement du grain à la recristallisation qui, à l’écrouissage critique, rend le matériau cassant. Outillage • Outillage manuel : pour les outils de frappe servant à l’ébauche du travail de mise en forme, il vaut mieux prendre des maillets en buis ou en fibre. Lorsque le marteau est indispensable, marteau postillon, par exemple, les angles vifs doivent être meulés et polis. • Outillage mécanique : la gamme des outils adaptables à l’aluminium est très vaste ; ainsi, on peut citer les machines suivantes : – – – –

conformeuses, martinets, machines à rétreindre et à allonger, machines universelles pour grignotage, découpage, persiennage,…, 433



– machines de formage à olive, outils déjà anciens de faible rendement mais capables, pour de petites et moyennes séries, d’effectuer un formage d’excellente présentation. Mise en forme Lorsqu’on veut exécuter une forme creuse à partir d’un flan, il est toujours recommandé de commencer la mise en forme par l’extérieur du flan et de terminer par le centre. Cette méthode est nettement préférable à celle qui consiste à partir du centre pour aller vers les bords car elle réduit la formation des plis. C’est une différence très importante avec le travail des aciers. Exécution du rétreint Le rétreint s’effectue avec l’angle du maillet soigneusement arrondi. On opère par petites passes de rétreint, en portant à faux près de la portée. L’écartement des passes est de l’ordre de 15 à 10 mm pour le métal de 1,5 à 2 mm d’épaisseur. Le chaudronnier ne doit pas hésiter à recuire le métal dès qu’il ne répond plus au coup de maillet. Il ne faut pas multiplier le nombre de recuits, sinon on risque un grossissement exagéré du grain.

Rattrapage de déformations – planage Dans le cas de petites déformations sur des tôles, d’épaisseur inférieure à 3 mm environ, le planage s’effectue soit au marteau postillon, soit au maillet. Le martelage peut être utilisé pour rattraper les déformations dues au retrait longitudinal de la soudure. Il est souvent nécessaire de réduire alors l’épaisseur du cordon. La réduction d’épaisseur se fait au disque abrasif avec des grosseurs de grain de 50 et 80. Avant martelage, il est recommandé d’adoucir à la lime les extrémités du cordon afin d’éliminer les irrégularités de début et de fin de cordon dont l’écrasement pourrait être à l’origine de cassures. Le planage de l’aluminium peut être effectué par chaudes de retrait. Toutefois, en raison de la conductibilité thermique élevée des alliages d’aluminium, il faut obligatoirement refroidir totalement le métal entre chaque chaude, sinon le résultat serait nul ou insuffisant. Au besoin, l’association judicieuse de cette technique et de moyens mécaniques tels que le martelage peut faciliter le rattrapage final et permettre un gain de temps. Pour rattraper les grandes surfaces, on peut remplacer les chaudes ponctuelles par des déplacements continus du chalumeau. Il devient alors intéressant de combiner en un seul montage la source de chaleur et le jet d’eau de refroidissement. L’ensemble peut être ainsi monté sur un chariot à deux molettes pour faciliter les déplacements et maintenir constante la distance entre le dard du chalumeau et la surface du métal. La méthode de rattrapage par chaudes de retrait ne s’applique, sans dommage pour les caractéristiques mécaniques du métal, que sur les alliages sans durcissement structural, tels ceux de la série 5000.

Travail des tubes Stockage Les prescriptions suivantes sont valables pour l’ensemble des produits longs étirés ou roulés et soudés : tubes, profilés, barres… : • les produits de faible section doivent être stockés sur des supports horizontaux, en bois, ou plaques de bois ou de fibre, et espacés de 1,5 à 2 m pour éviter les déformations ; • les produits de plus forte section doivent être stockés verticalement en cases, par nuances et états ou spécifications particulières, leurs bases reposant sur des madriers les isolant du sol ; 434




• les produits de grande longueur peuvent être stockés horizontalement, à condition de les isoler convenablement du sol en les posant sur des supports en bois. Les tubes, comme les tôles, seront stockés dans un local couvert, à l’abri de l’humidité et des atmosphères chimiques agressives.

Découpage (voir supra) Évasement – collet rabattu – emboîtage Dans tous les cas, il faut « adoucir » soigneusement, intérieurement et extérieurement, la tranche du tube qui subira la déformation. Dans le cas de tubes roulés et soudés, on arasera le bourrelet intérieur de pénétration sur la partie intéressée par les outils. Si la déformation est importante, il est recommandé de travailler à l’état recuit ou sur trempe fraîche.


Cintrage

Les principaux procédés de cintrage classiques sont facilement applicables aux tubes en aluminium et alliages (tableaux 8.33 et 8.34). Tableau 8.33 – Cintrage des tubes à froid et à creuxa.

Rapport diamètre du tube sur épaisseur du métal Alliages

États

1050A 5754 5086 6080 et 2017A

H12 H12 H12

5 1-1,5D 1-1,5D 2-2,5D

10 2-2,5D 2,5-3D 2,5-3D

15 3,5-4D 3,5-4D 3,5-4D

20 4,5-5D 4,5-5D 5-6D

25 5-6D 6-7D 7-8D

30 7-9D 8-9D 10-12D

Traité

2-2,5D

3-4D

4-5D

6-7D

8-10D

12-15D

(a) Ce tableau est valable pour des diamètres extérieurs n’excédant pas 60 mm.

Tableau 8.34 – Cintrage à chaud avec remplissage de sable.

Alliages

État

1050A 5754 6080 5086

Recuit Recuit

Rapport diamètre du tube sur épaisseur du métal 5 10 15 20 25 30 D D 2D 2,5D 3D 4-6D D D 2,5D 2,5D 3D 4-6D

Recuit

D

D

2,5D

3D

3,5D

4-7D

2017A

Recuit

D

1,5D

2,5D

3D

4D

5-8D

Travail des profilés Stockage Les prescriptions sont les mêmes que pour le stockage des tubes. 435

8.8 Protection et entretien des alliages d’aluminium 8 • Aluminium et alliages d’aluminium


Découpage Les prescriptions sont identiques à celles des tôles et des tubes.

Cas particulier des profilés anodisés Pour la décoration, ou protection améliorée, l’industrie du bâtiment utilise beaucoup de profilés anodisés. Ces traitements d’anodisation provoquent une usure rapide des outils de coupe habituels, par augmentation de la couche d’alumine qui se comporte ici comme un abrasif. C’est pourquoi il est recommandé de se servir de scies munies de pastilles en carbure de tungstène, et de réduire la vitesse de sciage aux environs de 800 m/min, soit une vitesse de rotation d’environ 1 000 tr/min avec une fraise-scie de 250 mm de diamètre.

Profilés classiques Pour les profilés classiques en U, L ou T et les barres pleines de section simple, le travail s’effectue comme pour les mêmes profilés d’acier avec le même matériel dont on aura simplement vérifié qu’il est exempt de défauts de surface.

Cintrage manuel Il s’effectue des deux façons suivantes : • sur formes en bois pour les profilés minces en travail à froid ; il faut assurer le rétreint des plis au fur et à mesure de leur formation ; • sur formes en acier pour les profilés épais, en travail à chaud. On contrôle la température – suif ou crayon termocolor – qui ne doit pas dépasser 400 °C. Une trempe finale pour les alliages à durcissement structural s’impose après mise en forme. Un rattrapage des cotes devra suivre aussitôt après la trempe.

Cintrage à la machine (à froid) Il s’effectue sur deux sortes de cintreuses : • cintreuse à galets de forme pour les profilés à grand moment d’inertie ; • cintreuse à trois galets, du même principe que pour le cintrage des tubes. Ces machines permettent de cintrer des plats sur chant.

8.8 Protection et entretien des alliages d’aluminium 8.8.1 Traitement de surface et procédés d’anodisation Dans le cas des alliages d’aluminium, la mise en œuvre des traitements de surface nécessite une bonne connaissance des réactions chimiques de surface, non seulement avec l’aluminium – métal amphotère –, mais également avec les éléments d’addition présents dans les alliages. Les traitements d’anodisation sont largement employés comme moyen de protection contre la corrosion, mais aussi pour apporter des propriétés de surface spécifiques à certains usages. Il faut les considérer comme une particularité du comportement anodique de l’aluminium, où les conditions opératoires et la nature de l’électrolyte jouent un rôle important sur la qualité, la structure des couches qu’il est possible de réaliser et sur leurs propriétés d’usage. Ils ne doivent en aucun cas être assimilés aux procédés de revêtement. L’anodisation, selon un mécanisme bien particulier, transforme les couches superficielles en oxydes qui n’ont aucun point commun avec les autres oxydes d’aluminium naturels ou synthétiques.

436

8.8 Protection et entretien



Préparation de surface Les procédés de préparation de surface ont plusieurs objectifs, que nous allons décrire.

Élimination des souillures superficielles Les grands procédés de transformation de l’industrie de l’aluminium : laminage, filage, forgeage, tréfilage, laissent en surface des résidus de lubrification. Les traitements thermiques de restauration ou de durcissement structural provoquent, à la surface des alliages, des oxydations qui dépendent des constituants, de la propreté des surfaces et de l’atmosphère des fours de traitement thermique. Certains éléments d’alliage – magnésium par exemple – migrent au cours du traitement thermique à la surface des matériaux et s’oxydent préférentiellement à l’aluminium. C’est à l’aide de procédés dits de dégraissage et de désoxydation que l’on pourra éliminer les souillures superficielles (tableaux 8.35 et 8.36). Nous verrons qu’il faut les choisir à bon escient en tenant compte de la nature et de l’origine des souillures à éliminer et des réactions possibles avec les réactifs mis en œuvre – nature des lubrifiants, huiles ou émulsions, nature des oxydes, thermiques ou de stockage. Ces procédés sont le plus souvent inefficaces pour éliminer des dégradations provoquées par la corrosion.


C

Tableau 8.35 – Dégraissage des alliages d’aluminium. Nature du dégraissant • Solvants chlorésa : – Trichloréthylène, – Trichloro-éthane. – Perchloréthylène • Solvants chlorofluorésa : Trichloro-trifluoro-éthane 113. LESSIVES ALCALINES • Lessives phosphatées : Carbonates + phosphates + polyphosphates. • Lessives silicatées : Soude + silicate de soude

• Dégraissants acides : acide phosphorique dilué + tensio-actifs

Conditions d’emploi

Observations

Dégraissage en phase vapeur

Risque de corrosion par formation de chlorure selon stabilisant. À préférer pour sa stabilité.

Dégraissage sous ultrasons

Très stables, mais non biodégradables.

Immersion ou projection T maxi 60 °C

Lessives douces (ph < 8,3). Longue durée.

ph > 10,0. Légère attaque des alliages. Nécessité rinçage acide.

T : 30 °C Immersion ou projection

ph ≤ 3,0. Légère attaque.

(a) L’emploi des solvants chlorés et fluorochlorés fait l’objet d’une nouvelle législation à partir du 1 er janvier 1996. Il existe des produits dégraissants de substitution actuellement disponibles.

Le but principal des opérations de dégraissage et de désoxydation est avant tout d’obtenir une surface dont la réactivité sera égale en tous points, ce qui conditionne la réussite des traitements ultérieurs. 437




Tableau 8.36 – Désoxydation des alliages d’aluminium. Nature du bain

Conditions d’emploi

Observations

Phosphochromique

Immersion 90° C

Dissout tous les oxydes sans attaque de l’aluminium

Sulfochromique

Immersion 60° C

Attaque légèrement les alliages. Oxyde les graisses

Modification d’aspect On peut modifier l’aspect de surface des alliages d’aluminium par les moyens suivants. Traitements mécaniques Usinage, polissage, ponçage, bufflage… projection de particules, microbillage, tribofinition, permettent de modifier la rugosité de surface par abrasion. Une attention particulière doit être apportée lors de la mise en œuvre de ces techniques pour éviter de souiller la surface par inclusion de particules étrangères ou par apport de produits chimiques agressifs, pouvant entraîner des dissolutions superficielles de phases. Traitements chimiques et électrolytiques Selon les réactifs utilisés, il est possible de modifier l’aspect pour obtenir des surfaces pouvant être : – plus réfléchissantes (exemple par brillantage chimique, tableau 8.37) ; Tableau 8.37 – Brillantage chimique. Éléments de composition des Bains

Conditions opératoires Concentration

Température 100 à 140 °C

Acide phosphorique + acide sulfurique Acide phosphorique + acide nitrique

80 % 3à5%

Acide phosphorique + acide sulfurique + acide nitrique

77 % 15 % 06 % + addition de Cu++ ou Ni++

90 °C

95 à 120 °C

– plus mates (exemple par satinage en milieu basique). Il en est de même avec certains procédés électrolytiques : – le polissage électrolytique (tableau 8.38) en milieu acide ou basique selon les alliages ; 438




– ou le grainage électrolytique en milieu chloruré pour obtenir un aspect mat.

Tableau 8.38 – Polissage électrolytique. Conditions opératoires

Alliages utilisables

Procédé

Na2CO3 + Na3 PO4

15 % 05 %

80-85 °C Tension 9-12 V

1 199

Brytal

Acide fluoborique

2,5 %

30 °C, 5 à 10 min Tension 25 V

1 199

Alzak

Acide sulfurique Acide chromique Acide phosphorique

15 % 06 % 75 %

80-82 °C Tension 7-12 V

« QS »

Battelle

Acide phosphorique Acide sulfurique Eau

15 % 70 % 15 %

85 °C 20 min

« QS »

Phosbrite


Électrolyte

Densité de courant 15 A/dm2

Procédés d’anodisation Si l’anodisation sulfurique est le procédé le plus courant et le plus employé dans le monde, il existe de nombreuses autres possibilités d’anodisation qui diffèrent principalement par la composition de l’électrolyte et les conditions expérimentales. Il importe également de savoir que les propriétés de la couche anodique formée dépendront du procédé mis en œuvre et de la nature de l’alliage utilisé. L’industrie de l’aluminium élabore des nuances spéciales pour anodisation présentant une meilleure aptitude à l’usage recherché. Citons, par exemple : – la « qualité spéciale » pour décoration1, – les alliages recommandés pour anodisation de protection et application en architecture2. Ces alliages seront à préférer à d’autres pour leur aptitude à obtenir par traitement de surface un aspect uniforme, résultant d’une structure affinée au cours de leur élaboration et de leur transformation.

Anodisation sulfurique Elle est utilisée dans trois domaines principaux d’application (en bain statique ou au défilé pour les deux premières applications) qui sont : – la décoration ; – la protection ; – l’anodisation dure.

1. Anodisation industrielle spéciale – AIS –, anodisation industrielle de luxe – AIL –. 2. Anodisation architecture – OAA –, anodisation bâtiment – OAB –.

439



Anodisation chromique Elle est plus spécialement réservée et adaptée au traitement des alliages à hautes caractéristiques : 2 000-7 000 laminés, filés ou forgés, dans le but de : – révéler l’homogénéité de l’alliage et détecter les zones de ségrégation ; – former une couche d’accrochage pour l’adhérence des polymères (collages et primaires avant peintures), – former une couche de protection contre la corrosion sans affecter notablement les propriétés mécaniques de l’alliage et sa tenue en fatigue.

Anodisation phosphorique C’est une technique récente et en plein développement, les couches d’oxyde formées présentent une bonne aptitude à l’adhérence des polymères. Ce procédé remplace avantageusement l’anodisation chromique pour la réalisation d’assemblages collés.

Procédés d’anodisation spéciaux – Autocoloration De nombreux procédés ont été brevetés qui permettent d’obtenir des couches d’oxyde colorées dans la masse. La couleur le plus souvent bronze, grise ou noire, dépend des alliages, et plus précisément des composés intermétalliques insolubles dans ce type d’anodisation. Ceci oblige le métallurgiste à un suivi de fabrication très pointu pour assurer une reproductibilité de répartition et de taille des précipités et, par conséquent, des teintes réalisables, de leur uniformité et de leur reproductibilité d’un lot à l’autre. Ces procédés initialement mis au point pour les applications architecturales ont été supplantés par les procédés de coloration électrolytiques. Toutefois les propriétés des couches (dureté et émissivité) peuvent être valorisées dans certaines applications.

Anodisation barrière Ce type d’anodisation ne s’applique qu’à l’aluminium pur raffiné 1199, dans des électrolytes neutres, ne contenant aucun élément capable de dissoudre l’aluminium ou son oxyde. C’est le cas typique de la passivation anodique des métaux « valve » où la couche d’oxyde a une épaisseur directement proportionnelle à la tension appliquée (e = 1,4 nm/V). Elle est étanche, non poreuse, imperméable au passage des électrons.

Anodisation au bain mixte Il existe de nombreux procédés d’anodisation dans des électrolytes comportant plusieurs acides dans le but de modifier les propriétés de la couche anodique : porosité, dureté, aspect…

Anodisation sulfurique de décoration Pour la décoration, les alliages d’aluminium seront choisis parmi les « qualités spéciales », c’est-à-dire les aluminiums dont la pureté est supérieure à 99,5 % – 1070, 1080, 1085, 1199 –, ou parmi les aluminiums faiblement alliés au magnésium – 5150, 5657. Ces alliages spécialement élaborés présentent une bonne aptitude aux techniques de polissage mécanique et aux traitements de préparation de surface par brillantage chimique ou polissage électolytique (figure 8.31 et 8.32). Les conditions d’anodisation sulfurique seront adaptées pour former une couche d’oxyde dont l’épaisseur sera réduite au minimum exigé par l’application, par exemple : – 2 microns pour la bimbeloterie, – 8 microns pour la décoration automobile, – 10 à 15 microns pour la décoration du mobilier. 440



des alliages d’aluminium Polissage mécanique après mise en forme

Dégraissages chimiques doux

Polissage électrolytique


Brillantage chimique

Désoxydation

Anodisation sulfurique 1 à 1,5 A/dm2 5 min 20 min

pour pour

2 μm 8 μm

200 g/l H2SO4 T 20 °C

Coloration chimique

Colmatage avec additifs

Figure 8.31 – Schéma d’une installation d’anodisation de décoration en statique. N.B. : Les rinçages entre chaque opération ne sont pas figurés sur ce schéma.

À épaisseur égale, la couche d’oxyde sera d’autant plus transparente que le métal contiendra moins d’éléments d’addition : fer, silicium, principalement à l’état de précipité Al3Fe, AlFeSi. Les couches d’oxyde, même en faible épaisseur, se prêtent à la coloration chimique par imprégnation en diverses teintes à l’aide de colorants spéciaux (notamment ceux de Sandoz). L’opération finale qui consiste à fermer les pores par colmatage aura surtout pour effet de retenir le colorant et d’apporter une tenue en rapport avec la durée de vie estimée du produit.

Anodisation sulfurique de protection qualité architecture La règle de l’art dans les applications en architecture est de fournir un produit conforme à la garantie décennale c’est-à-dire sans variation notable d’aspect ou de couleur pendant une exposition extérieure de 10 ans. 441



Figure 8.32 – Schéma d’une installation d’anodisation de décoration au défilé. Métal : qualités spéciales laminées. Aspect : grand brillant ou fini brillant industriel. N.B. : Les opérations de rinçage entre chaque opération ne sont pas figurées sur ce schéma.

L’expérience acquise depuis l’avènement de l’architecture moderne, faisant grand emploi des alliages d’aluminium, a amené les organismes à définir des recommandations sur le choix des alliages et les conditions d’anodisation. Un label de qualité est attribué aux anodiseurs qui s’engagent à respecter ces recommandations.

442



Principaux alliages Les alliages à choisir de préférence, pour ces applications, sont les suivants : – 5005 OAB pour les produits laminés, – 6060 T5 pour les produits filés.

Préparation de surface Les préparations de surface les plus demandées en architecture doivent conférer aux produits un aspect mat. Cet aspect est réalisé par un décapage basique appelé « satinage » ; la solution contient essentiellement de la soude NaOH et des additifs destinés à stabiliser la solution pour éviter la précipitation d’hydroxyde d’aluminium, et à augmenter sa durée de vie. La solution contient aussi des complexants pour neutraliser l’action des métaux lourds solubles qui peuvent entraîner des réactions secondaires telles que des gravures localisées.


C

Il existe de nombreuses formules de produits prêts à l’emploi vendus avec la procédure de maintenance. Tout traitement de décapage basique ou satinage laisse en surface des oxydes d’aluminium amorphes et des composés intermétalliques que l’on ne peut éliminer par simple rinçage à l’eau. Leur élimination nécessite un rinçage acide. Le rinçage à l’acide nitrique froid (50 %) est à préférer à tout autre. Toutefois, le degré de « matité » ne dépend pas seulement de la solution dans laquelle est fait le satinage et de la profondeur d’attaque, mais aussi de la composition de l’alliage. Les composés de fer : Al3Fe, AlFeSi, leur taille et leur répartition, influencent l’attaque sodique en privilégiant certains points d’attaque (formation de cupules). C’est ainsi que l’on peut expliquer de légères différences d’aspect d’un lot à l’autre d’un même alliage dont la composition globale reste dans les limites de compositions définies par les normes. Il importe d’avoir pour chaque application une concertation préalable avec le fournisseur pour éviter d’éventuelles hétérogénéités.

Conditions d’anodisation Elles sont décrites dans les brochures émises par l’Euras/Qualanod1. Le respect de ces recommandations conditionne l’attribution d’un label de qualité. Elles concernent non seulement les conditions d’électrolyse, mais aussi les appareillages nécessaires, les montages, les amenées de courant, l’agitation des bains, les contrôles.

En résumé L’anodisation sulfurique de protection répond aux critères suivants : • La concentration en acide sulfurique (H2SO4) est de 180 ± 20 g/l. • La température est ≤ 20 °C, + 0 °C et – 1 °C. • La densité de courant (ddc) est de 1,5 ± 0,2 A/dm2. • La durée nécessaire, pour obtenir au moins une épaisseur de 15 µm pour usages courants et de 20 µm pour usages en milieux particulièrement agressifs, est respectivement de l’ordre de 40 et 60 minutes.

1. Brochures à demander à la Chambre syndicale de l’aluminium et de ses alliages, ou au Groupement des lamineurs et fileurs d’aluminium (Glfa), 30 avenue de Messine, 75008 PARIS. Tél. : 01 45 63 02 66 ou 01 42 25 26 44.

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• Les propriétés de la couche doivent satisfaire aux tests en vigueur ainsi qu’à un certain nombre de normes, telles que : – – – –

régularité d’épaisseur sur toutes les faces des pièces : norme ISO 2360 ; résistance à l’abrasion : norme ISO 8251 ; homogénéité d’aspect ou de couleur ; continuité de la couche.

Produits « satinisés » Il existe des produits commercialisés sous la désignation de « satinisé » qui sont anodisés au défilé en bobine ayant jusqu’à deux mètres de largeur. Les conditions d’anodisation sont évidemment différentes et adaptées à la vitesse de défilement et à l’épaisseur d’oxyde visée. Après anodisation, coloration éventuelle et colmatage, les bobines sont planées, découpées et mises en forme. Ces produits existent en teinte naturelle ou en teinte bronze par coloration électrolytique. Les épaisseurs d’oxyde peuvent être de 15 à 20 µm. Bien que le processus de traitement entraîne un faïençage important de la couche d’oxyde, l’expérience a montré que ces produits présentaient un bon comportement en exposition extérieure. Il existe en effet de nombreux immeubles dont les bardages sont en « satinisé ».

Colorations chimique et électrolytique Coloration chimique La porosité particulière des couches d’oxyde anodique sulfurique a été valorisée depuis longtemps et a permis le développement de nombreux procédés de décorations – sérigraphie, polychromie… Les colorations par imprégnation de colorants organiques ou minéraux sont toujours en usage surtout pour les teintes or, bleu, rouge – procédé Sanodal de Sandoz – avec des colorants spéciaux dont la stabilité a été contrôlée par des essais en exposition extérieure de longue durée en différents lieux géographiques.

Coloration électrolytique Au début des années 70, l’apparition des procédés de coloration électrolytique permettant de conférer des teintes bronze très résistantes aux intempéries et très en vogue auprès des architectes a contribué au développement de l’aluminium dans les réalisations architecturales modernes. La coloration électrolytique consiste à déposer des particules métalliques au fond des pores de la couche anodique à partir de solutions de cations réductibles sous l’action d’un courant le plus souvent alternatif. Les procédés ont été exploités avant qu’on en connaisse le mécanisme et que l’on ait compris le rôle de la couche barrière des oxydes anodiques. La couleur résulte de phénomènes d’absorption lumineuse sur un métal à l’état divisé ; elle est donc particulièrement stable. La conduite des bains de coloration électrolytique s’avère globalement plus économique que celle des bains de colorants chimiques. Les principaux bains de coloration électrolytique utilisent comme cations réductibles Sn++ ou Ni++, mais il existe de nombreuses variantes de bains à cations multiples. La plupart des cations ont été expérimentés : ils donnent tous des teintes bronze à noir. On ne connaît que quelques exceptions (argent, or, cuivre) qui permettent l’obtention de teintes jaune, mauve, et rose. De même, il a été proposé de nombreuses variantes quant au programme de tension et à la forme de courant à appliquer au bain de coloration – alternatif pur ou courants hachés. L’intensité de teinte est liée à la quantité de métal déposée dans les pores. La reproductibilité de teinte nécessite une maîtrise du rendement d’électrolyse qui dépend aussi de la « qualité » de la couche formée lors de l’anodisation préalable ; ce qui implique un suivi attentif des conditions d’anodisation. 444



De nombreuses sociétés de service vendent les produits pour la coloration électrolytique avec le mode d’emploi. Certains proposent des procédés récents de coloration électrolytique interférentielle capables de produire successivement plusieurs teintes (exemple : Multicolor, Spectrocolor…).

Colmatage Le colmatage traditionnel consiste à hydrater partiellement la couche anodique pour en fermer les pores par formation d’oxyde fibreux dont la formule s’approche de la boehmite Al2O3,H2O, oxyde naturel constituant de la bauxite, très inerte chimiquement. Malgré sa simplicité cette opération nécessite beaucoup de précaution quant à la pureté de l’eau du bain de colmatage. Comme il s’agit de croissance cristalline d’un hydrate, le colmatage reste une opération lente.


Le colmatage traditionnel ou « hydrothermal » se pratique donc par simple immersion des pièces anodisées dans de l’eau déminéralisée, portée à une température voisine du point d’ébullition. La formation de boehmite n’est possible qu’à une température supérieure à 70 °C, elle peut être inhibée par la présence d’impuretés telles que phosphate, silicate et fluorure, même à de faibles teneurs. La mesure de conductibilité électrique de l’eau de colmatage est une bonne méthode pour surveiller l’introduction d’impuretés gênantes. Pour obtenir un colmatage efficace, il est nécessaire d’immerger les pièces pendant un temps assez long. On a pris l’habitude de régler le temps de colmatage en fonction de l’épaisseur de la couche d’oxyde à raison de 2 à 3 min/µm. La qualité de colmatage s’apprécie selon les normes ISO 2143, 2931, 3210 basées sur des principes très différents. Aucune ne permet de prédire le comportement à l’usage. Seule l’expérience a montré que l’aluminium anodisé selon les recommandations, et bien colmaté, tenait plus de 1 500 heures au brouillard salin (NF A-41002) sans piqûre et plus de dix années sans dégradation en atmosphère urbaine. Certains additifs de colmatage sont proposés pour éviter les réactions secondaires – poudrage – qui donnent un aspect velouté et nécessitent un nettoyage par avivage. Aucun additif connu à ce jour n’a permis d’accélérer le processus d’hydratation à qualité égale. Dans certains cas, on peut remplacer le colmatage par des imprégnations – exemple du colmatage à froid. Au Japon, les produits anodisés ne sont pas colmatés, mais recouverts d’un vernis incolore, appliqué au trempé, par électrophorèse ou par poudrage électrostatique.

Anodisation sulfurique technique Anodisation sulfurique classique Indépendamment des applications de décoration ou de protection, l’anodisation sulfurique peut s’appliquer aux autres alliages d’aluminium avec formation de couches d’oxydes dont les propriétés seront différentes puisque dépendantes de l’alliage. Il importera de bien choisir l’alliage en fonction de l’application visée et de son comportement en anodisation. Les services techniques de vente sont à même de fournir les renseignements utiles à l’anodiseur, sur le choix des alliages et leur aptitude à l’anodisation. On peut ainsi tracer les grandes lignes (tableau 8.39) de l’aptitude des principaux alliages à l’anodisation. Alliages de la série 1000 Toutes les nuances sont aptes à l’anodisation. 445




La transparence de la couche sera d’autant plus élevée que la teneur en éléments d’addition (fer, silicium, nickel) sera faible. L’homogénéité d’aspect est liée à la texture : taille de grain, répartition des précipités. Alliages de la série 2000 La présence de cuivre sous forme de solution solide ou de précipités Al2Cu rend ces alliages peu aptes aux traitements d’anodisation. La dissolution du cuivre en phase anodique provoque des lacunes dans la couche anodique. L’épaisseur limite de cette couche sera donc réduite par rapport aux autres alliages, ainsi que sa qualité de protection contre la corrosion.

Tableau 8.39 – Aptitude des alliages à l’anodisation. Série 1000

Décoration 1199 1085 1080 1075 1070 1050A

Protection

Autres usages

1100 1200 2000

2017 2024 2618 2011a 2030a

3000

3003 3004

4000

41000

5000

5150

6000

6060

7000

(a) Alliages difficiles.

446

42000 45300 46400 5005 5052 5056 5083 5086 6061 6063 6082

48000

6262a 7020 7049 7075



Alliages de la série 3000 Les alliages de cette série sont aptes à l’anodisation mais les couches d’oxyde seront toujours plus ou moins grises, en raison de la non-dissolution des phases au manganèse : AlMnSi, Al6Mn. Alliages de la série 4000 Les alliages de moulage sont considérés comme peu aptes à l’anodisation (cf. tableau 8.38). Cependant, cette aptitude varie selon les nuances – teneur en silicium et en cuivre – et le mode de coulée. L’anodisation révèle la structure de solidification – éventuellement les porosités.


Les phases en silicium restent insolubles et s’incorporent à la couche d’oxyde en lui conférant un aspect gris noir peu attrayant. Il existe cependant des nuances plus aptes – 41000 (A-S2GT) –, ou des techniques d’anodisation spéciales – anodisation dure – susceptibles de former des couches épaisses utilisées pour leurs propriétés d’isolation thermique ou électrique, et de résistance à l’usure et à l’abrasion. Alliages de la série 5000 Presque tous les alliages de cette série sont aptes aux techniques d’anodisation en donnant des couches d’aspect plus laiteux lié à la teneur en magnésium. Alliages de la série 6000 Ils ont une bonne aptitude à l’anodisation avec des couches translucides dépendant des éléments d’addition, fer, cuivre manganèse. Attention aux alliages de décolletage dopés en plomb + bismuth qui peuvent donner des couches hétérogènes. Alliages de la série 7000 Les alliages 7000 sans cuivre sont les plus aptes de cette série. Toutefois, les conditions d’anodisation doivent être affinées pour ces alliages en fonction de leurs structures et de l’application envisagée.

Anodisation sulfurique dure On appelle anodisation dure tous les procédés d’anodisation qui, par modification des conditions expérimentales, permettent d’obtenir des couches d’oxyde anodique plus épaisses ou plus dures que dans les conditions standard. Anodisation dure classique Elle se pratique dans un bain d’acide sulfurique dont on abaisse la température à 0 ou – 5 °C. Dans ces conditions, en diminuant l’activité chimique de l’acide, le processus d’anodisation se fait à des tensions plus élevées, qui augmentent si l’on s’impose une densité de courant constante. Les couches d’oxyde sont plus dures du fait de leur compacité qui dépend de la tension d’électrolyse. Il est possible d’obtenir des épaisseurs plus importantes, de l’ordre de 100 microns. Ces couches d’oxyde sont presque toujours colorées en gris ou bronze du fait de la moindre dissolution des intermétalliques par la solution d’acide. Anodisations dures spéciales Il existe de nombreux procédés, qui font appel : – soit à des bains mixtes de plusieurs acides, 447




– soit à des formes de courant variées (alternatif superposé au courant continu ou courants hachés). Ils permettent d’obtenir des couches plus épaisses ou plus dures selon l’application envisagée. Les principales applications des couches dures utilisent leurs propriétés de résistance à l’usure par abrasion, ainsi que les propriétés d’isolation électrique ou thermique des couches d’oxyde épaisses permises par ces procédés. Les couches d’oxyde dures ne sont en général pas colmatées, mais imprégnées de divers produits visant à améliorer le coefficient de frottement – imprégnation de produits gras ou de sulfure de molybdène, de graphite ou de téflon. Il est donc important de bien définir les propriétés d’usage attendues pour éviter des erreurs dans le choix des alliages et des procédés d’anodisation. Récemment, un nouveau procédé se développe qui permet de former des couches d’oxyde aux propriétés remarquables au point de vue dureté, tenue à la corrosion, à l’abrasion et de tenue à la fatigue. Ce procédé utilise un électrolyte organique en solution aqueuse, mais la réaction d’anodisation s’apparente plutôt à celle des décharges plasma. Pour le moment, ce procédé a trouvé des applications dans le traitement de pièces de haute technologie, comme par exemple, les rotors de pompes turbomoléculaires.

8.8.2 Protection de l’aluminium par revêtement organique Les peintures ou vernis remplissent la double fonction suivante : – protection contre la corrosion rencontrée dans toutes les applications (bâtiment, emballage, industrie…) ; – décoration (couleur et aspect de surface). Leurs performances, liées à la nature des pigments et liants – formulation –, dépendent fortement des conditions d’application, et surtout des préparations de surface des supports aluminium qu’il faut élaborer avec soin.

Préparation des surfaces avant revêtement Il est bon de rappeler que l’aluminium est toujours recouvert d’une couche d’oxyde non stabilisée et qui évolue plus ou moins avec l’humidité de l’air environnant (O ) 2

(H O) 2

(H O) 2

Al → Al 2 O 3 → AlOOH → Al ( OH ) 3 Le stade ultime d’hydroxydation donne une couche peu cohésive sur laquelle les revêtements n’auront pas la durabilité souhaitée. Dans le cas d’alliage, la nature de la couche d’oxyde est plus complexe – corrosion galvanique possible. Il est donc nécessaire de faire un traitement de surface, comportant les caractéristique suivantes : – Un simple dégraissage au solvant n’est pas suffisant pour une protection durable. – Un décapage alcalin ou acide élimine la « vieille couche » d’oxyde (ou couche d’oxyde pré-existante) pour en créer une nouvelle, plus fraîche, mais qui évolue également. Le traitement avec l’acide phosphorique est celui qui stabilise le mieux la couche (les ions phosphates peu solubles ralentissent l’hydroxydation). – L’oxydation anodique en milieu phosphorique, OAP, donne une couche d’oxyde « synthétique » très stable et très favorable à l’adhérence des revêtements. – Les traitements de conversion chimique, comme le nom l’indique, remplacent la couche d’alumine par des sels complexes très résistants chimiquement, sur lesquels les 448



revêtements adhérent bien. Les plus courants sont la chromatation, jaune, et la phosphochromatation, verte. – Les primaires réactifs, mélange de liants et pigments réactifs avec l’aluminium, sont efficaces et d’une application facile pour les pièces unitaires de formes. On peut les considérer à la fois comme un traitement de surface et un revêtement. Le plus connu est le Wash-Primer à l’oxychromate.

Nature des revêtements Une peinture est toujours constituée, principalement, des éléments suivants : – liants (polymères divers), – pigments (minéraux ou organiques), – solvants volatils.


Dans toute peinture : – Les solvants sont indispensables pour l’application filmogène du liant et la régulation de la viscosité. D’origine pétrolière, ils sont de plus en plus souvent remplacés par l’eau – dispersion et émulsion aqueuse. On les supprime même dans les peintures poudres. – Un certain nombre d’additifs est nécessaire : siccatifs, anti-peau, tensio-actifs, lubrifiants… – Les liants donnent les propriétés attendues du film de peinture : adhérence, dureté, souplesse, brillance… Ils sont constitués de résines, pré-polymères solubles, qui, après séchage physique – simple évaporation des solvants –, et (ou) polymérisation, catalytique ou thermique, donneront un film insoluble de propriétés variables suivant leur nature : alkyde, époxy, acrylique… – L’extrait sec peut varier de 30 à 100 %, suivant les techniques d’application : brosse, pistolet, trempé, rideau, rouleau… On distingue deux sortes de peintures : – celles qui durcissent à température ambiante : séchage physique, siccativation, réticulation, – et celles qui nécessitent une cuisson – thermo-réticulation. Ces dernières donnent les meilleures performances de protection.

Choix d’un système de protection Pour obtenir toutes les propriétés demandées : adhérence, résistance chimique, souplesse, brillance…, il est préférable de faire le revêtement en multi-couches, chacune d’elles remplissant une fonction particulière de façon optimale, décrite ci-après : – la primaire, comme son nom l’indique, assure l’adhérence métal/polymère avec des liants spécifiques très polaires ; avec un Wash-Primer, on assure en même temps un traitement de surface anticorrosion. – la deuxième couche, pigmentée convenablement, assure les fonctions de décoration (couleur choisie) et de barrière aux agents agressifs suivants : • physique (rayonnement), • chimique (humidité, acidité…), • mécanique (choc, rayure…). – une troisième couche peut éventuellement compléter la deuxième en donnant des propriétés particulières : brillant ou mat, glissance, effets spéciaux… Le choix d’une telle gamme de revêtements doit être homogène – compatibilité intercouches –, et garanti par le fabricant de peinture.

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Différents systèmes de revêtement On peut classer les différentes peintures suivant la nature chimique du liant et les conditions de polymérisation qui en découlent.

Liants séchant à l’air ou huiles siccatives Ils comportent les alkydes plus ou moins longs en huile. Leur durabilité est moyenne : 2 à 5 ans.

Liants synthétiques en solution dans des solvants Ce sont des copolymères à base de chlorure de vinyle, d’acétate de vinyle, de styrène et d’esters acryliques. Leur solubilité est un défaut pour leur résistance à l’usage – sensibilité aux dégraissants. Leur durabilité est moyenne : 3 à 5 ans.

Liants synthétiques en dispersion Ce sont de hauts polymères insolubles : la formation du film se fait par coalescence des miscelles – qui se soudent entre elles – au moment du séchage. Leur durabilité est très grande : 5 à 10 ans.

Liants réactifs à température ambiante Ce sont des systèmes à deux constituants A et B, qui polymérisent par réactions chimiques – époxy-amines, polyuréthannes. Ils deviennent insolubles et très résistants chimiquement. Leur durabilité est moyenne en extérieur, mais bonne pour des usages internes industriels.

Liants réactifs par cuisson thermique Ils sont aussi formés de deux constituants, mais le choix des partenaires réactionnels est plus grand. Les réactions chimiques sont mieux contrôlées : température et catalyseur. On trouve les polyesters-mélanines, les polymères silicones et fluorés. Leur durabilité est bonne, voire excellente. L’application principale est celle des bandes prélaquées (coil-coating) pour tous usages.

Applications des revêtements Les épaisseurs de couches sont comprises entre 30 et 100 µm – un excès n’est pas forcément une garantie de meilleure protection. Elles sont maîtrisées par les connaissances rhéologiques du produit : extrait sec, viscosité…, et les techniques d’application : brosse et pistolet pour pièces unitaires – pistolet ou rouleau « reverse » pour les bandes. Les peintures poudres appliquées au pistolet électrostatique conviennent bien pour les pièces de formes, exemple : les profilés aluminium. Citons quelques caractéristiques des revêtements sur aluminium pour usages divers

Alkydes-mélamines Les alkydes-mélamines, dont les caractéristiques sont l’adhérence, la souplesse et la brillance, sont utilisées pour le mobilier, l’électro-ménager.

Dispersions aqueuses vinyle-acrylique Bon marché, elles conviennent pour les protections extérieures sans exigence esthétique. Très souples, elles peuvent être déformées sans discontinuité de protection – pliage, emboutissage.

450



Plastisols PVC Appliqués en forte couche – 200 à 300 µm –, ils assurent une bonne protection aux environnements agressifs – SO2 + HCl + humidité.

Polyesters Les polyesters, et surtout les polyesters-silicones, sont d’excellents produits pour usage extérieur. Les premiers sont plus souples, les seconds plus résistants aux intempéries. Ils sont utilisés en bardage très esthétique pour bâtiment.

Peintures fluorées


Ce sont des revêtements haut de gamme ayant toutes les propriétés demandées : souplesse, antisalissure… Leur mise en œuvre est délicate, l’utilisation de PTFE et PVDF nécessite des formulations multicouches.

Évaluation des revêtements Il existe peu de procédés, normalisés ou non, pour mesurer ou comparer les caractéristiques des différents revêtements. Citons les procédés utilisés pour évaluer les caractéristiques suivantes : – on mesure l’épaisseur déposée à l’aide d’appareils à lecture directe (capacitif ou résistif), par pesées (avant et après application), ou à l’aide d’un micromètre sur une indentation. – le contrôle de la polymérisation se fait par la tenue au solvant, Rub-test ; on compte le nombre d’allers et retours qui résistent au frottement d’un coton imbibé de solvant, Mek par exemple. – la couleur et la conformité de celle-ci se mesurent avec un colorimètre. Le système « LAB », de coordonnées trichromatiques, est très pratique et largement préconisé dans les cahiers des charges. – l’adhérence d’une peinture se contrôle qualitativement avec des rubans adhésifs. On peut donner des valeurs comparatives avec un quadrillage préalable d’incisions. – la tenue mécanique à la déformation peut être évaluée de différentes façons : • test de pliage consécutif du support sur lui-même, à 180 °C (valeurs 1T, 2T…), et contrôle du faïençage sur plis ; • résistance au choc : on mesure l’énergie provoquant le début du faïençage ; • test d’emboutissage : multi-passes. Les polymères vieillissent et perdent, au cours du temps, leurs propriétés initiales. Ce phénomène est principalement dû à une dépolymérisation sous l’effet conjugué de rayonnements : ultraviolets, chaleur, et d’attaques chimiques : hydrolyse acide ou alcaline. La tenue à la lumière est caractérisée par des tests accélérés : Xeno, Quv,… Des essais rapides : étude en brouillard salin, essai Kesternish,… permettent d’estimer la résistance à la corrosion. Cependant, ces essais accélérés doivent être interprétés avec précaution ; ils ne sont pas toujours bien corrélés avec les expositions sur sites naturels en différents climats. Ces différents essais peuvent être complétés par des tests spécifiques pour chaque application particulière : résistance chimique, hydro-thermique,… Aujourd’hui, compte tenu de la législation concernant les VOC (composés organiques volatils), le poudrage 451



électrostatique sur préparation de surface adéquate se développe surtout sur les profilés aluminium, ainsi que la peinture au défilé (coil coating) pour les bandes.

8.8.3 Nettoyage et entretien Le nettoyage des pièces ou objets unitaires, d’assemblages de pièces et d’ouvrages en aluminium, a pour but de retrouver ou de leur redonner de manière durable, leur aspect visuel d’origine et les propriétés de surface nécessaires à leurs utilisations. La présence de matériaux autres que l’aluminium : joints métalliques, joints organiques, béton, zinc,… conduit à vérifier si le produit retenu pour le nettoyage de l’aluminium n’a pas d’action dégradante vis-à-vis de ces matériaux. Le choix du produit à utiliser se fera en fonction des produits indésirables à éliminer : – – – –

produits produits produits produits

solubles dans l’eau, dans les solvants organiques ; éliminables en milieux alcalins, en milieux acides ; insolubles ; peu adhérents, adhérents, incrustés.

Le choix du produit à utiliser se fera également en fonction de l’utilisation finale des objets ou des matériels à nettoyer. Il peut s’agir d’applications alimentaires. Dans ce cas, la fiche technique du produit devra indiquer qu’il s’agit bien d’un produit autorisé par la réglementation en vigueur. Il se fera enfin en fonction de la nature de la surface. L’aluminium peut être nu, anodisé ou recouvert d’un produit organique.

Aluminium nu La couche naturelle d’oxyde formée au cours de la fabrication du demi-produit, ou après différentes opérations de mise en œuvre, évolue. En atmosphère humide, elle ternit et, si l’atmosphère est polluée, elle s’encrasse. Dans l’eau, elle aura tendance à noircir (plus rapidement avec l’élévation de la température de l’eau) davantage pour certains alliages que pour d’autres. Dans certaines conditions de stockage, des pièces en contact peuvent présenter un phénomène localisé de « tache », noircissement et/ou blanchiment. Un « tachage » localisé peut aussi être provoqué par des coulures d’eau de ruissellement ou de condensation : il s’agit d’une modification de la structure et de l’épaisseur de la couche d’oxyde naturelle. Les surfaces en question sont, selon le cas, traitées de la manière suivante : – au préalable pour éliminer l’encrassement éventuel. On choisira alors, parmi les produits du commerce, ceux qui ne réagissent pas avec la couche d’oxyde : solvants ou dégraissants ; – puis (ou directement s’il n’y a pas d’encrassement, c’est le cas, par exemple, de pièces tachées au stockage par empilage) avec des solutions aqueuses d’acides minéraux et/ou organiques. Celles-ci sont formulées pour dissoudre la couche d’oxyde et, dans la plupart des cas, pour passiver l’aluminium mis à nu. L’aluminium retrouve alors un aspect assez proche de l’aspect d’origine si les traitements se font par immersion ou au jet. Pour accélérer ces opérations de nettoyage, on peut frotter le métal avec des tampons du type Scotch-brite F, conçu spécialement pour le travail de l’aluminium (fournisseur 3M). On peut envisager aussi d’utiliser des pâtes légèrement abrasives à l’aide de tampons, lorsque la forme et les dimensions des pièces le permettent. Il en résulte un effet de polissage sur les surfaces traitées. 452



Lorsqu’en plus des taches, il y a attaque du métal, il y aura lieu d’éliminer les produits de corrosion présents. En règle générale, les produits à base d’acides minéraux ou organiques, utilisés pour la dissolution de la couche naturelle d’oxyde, ont aussi la propriété de dissoudre les produits de corrosion et de passiver les fonds de piqûres ; ce sont des produits généralement à base d’acide phosphorique.

Aluminium anodisé Le nettoyage de l’aluminium anodisé est différent du nettoyage de l’aluminium nu parce qu’il ne peut tolérer de perte d’épaisseur sans qu’il en résulte une diminution du pouvoir protecteur de la couche anodique. Par conséquent, première règle importante, un produit pour le nettoyage de l’aluminium nu peut être dangereux s’il est utilisé pour le nettoyage de l’aluminium anodisé. L’aluminium anodisé présente le même caractère amphotère que l’aluminium nu : il est attaqué et dissous en milieu fortement alcalin et en milieu fortement acide. Le domaine de pH où la solubilité de l’oxyde artificiel – boehmite – est la plus faible, est compris entre 4,5 et 6,5. Les produits présentant un pH en dehors de cette plage ne sont cependant pas obligatoirement dangereux ; ils peuvent en effet contenir des inhibiteurs de corrosion efficaces. Le choix du produit de nettoyage se fera donc en étroite collaboration avec le fournisseur qui devra donner la garantie de la comptabilité de son produit vis-à-vis de l’aluminium anodisé. Les produits sur le marché peuvent être légèrement abrasifs. Certains peuvent aussi contenir des agents « conservateurs ». Il est recommandé pour d’autres de passer, après nettoyage et séchage, un polish qui favorise l’obtention d’une surface homogène et parfois plus résistante à la corrosion : cires, silicones… On s’assurera auprès du fournisseur que ces produits ne provoquent pas ultérieurement des iridescences – couleurs interférentielles – sous l’influence des ultraviolets. L’utilisation d’un Scotch-brite est souvent recommandé pour faciliter le nettoyage par un très léger effet mécanique. La société 3M propose alors le Scotch-brite type F adapté au nettoyage de l’aluminium anodisé. Lorsqu’une surface anodisée a été attaquée par un produit de nettoyage non adapté, des taches inesthétiques apparaissent. Pour les faire disparaître, il est nécessaire d’éliminer la couche d’oxyde sur une certaine profondeur soit localement, mais le plus souvent, pour des raisons d’aspect, sur toute la surface anodisée. Deux cas se présentent généralement alors pour retrouver la résistance à la corrosion de cette surface :


C

– les dimensions de la pièce permettent une réanodisation (dans ce cas la couche d’oxyde sera complètement éliminée avant traitement) ; – la réanodisation n’est pas envisageable : on peut alors renforcer la tenue à la corrosion par vernissage ou « peinturage ». Certains fournisseurs proposent des gammes spécifiques de réfection ou de rénovation comprenant une préparation de surface adaptée à la couche anodique, et un vernis ou une peinture.

Aluminium protégé par un revêtement organique Qu’il s’agisse d’une surface vernie ou prélaquée, par peinture liquide ou par poudrage, les produits de nettoyage seront choisis de manière à ne pas modifier les propriétés du revêtement : couleur, brillance, adhérence, résistance à la corrosion, dureté. L’utilisation de solvants est rare et délicate. En règle générale, le nettoyage se fait à l’aide d’eau additionnée d’un agent mouillant genre Teepol. Cette opération est suivie d’un 453



rinçage et d’un essuyage au chiffon doux, ou de préférence à la raclette en caoutchouc. Les produits d’entretien courants, utilisés pour les carrosseries automobiles peuvent être employés également. On peut ainsi, après nettoyage, redonner du « lustre » aux surfaces légèrement ternies – cires, silicones,…

Cas particuliers Matériel en aluminium nu ou anodisé destiné à être mis au contact de denrées et boissons alimentaires

Les produits destinés au nettoyage de tels matériels doivent faire l’objet d’une autorisation d’emploi délivrée par la direction générale de la Concurrence, de la Consommation et de la Répression des fraudes – bureau hygiène. L’autorisation est alors indiquée sur la fiche technique du produit.

Taches de ciment, plâtre sur aluminium nu, anodisé ou peint L’eau et l’éponge étant insuffisants, il faut alors recourir à un abrasif doux. Il existe différents types de Scotch-brite adaptés aux surfaces nues ou anodisées. Pour les surfaces peintes ou vernies, on utilisera les pâtes légèrement abrasives destinées aux carrosseries automobiles.

Taches de rouille, incrustations ferreuses sur aluminium nu Des bains pour éliminer les taches de rouille et les incrustations ferreuses à la surface d’aluminium sont proposés par les fournisseurs, selon le problème à résoudre. On peut aussi utiliser un bain d’acide nitrique dilué – 50 % ± 5 % en poids – pendant au moins 10 minutes à température ambiante. Lorsque la surface est très rouillée, on répète le traitement avec une solution neuve. Un rinçage à l’eau du robinet ou, de préférence, à l’eau déminéralisée termine le traitement.

Graphite, carbone, produits carbonés, produits graphités sur aluminium nu L’inertie chimique de ces substances ou produits ne permet pas de les éliminer par dissolution, saponification,… On les traite de la manière suivante : – S’ils sont très adhérents à la surface de l’aluminium, on peut les « déplacer » par une attaque énergique de l’aluminium, soit avec un mélange d’acides forts : nitrique-fluorhydrique, à froid ou à chaud, soit avec un mélange de produits alcalins : soude caustique + nitrate de soude, concentré (100 à 120 g/l), à 60-70 °C. On peut avoir recours à des produits moins violents : acide phosphorique + 1 % d’un acide fort, et à un traitement de brossage : brosses, Scotch-brite, lorsque les pièces à nettoyer ne se prêtent pas au traitement par immersion ou aspersion. – S’ils ne sont pas trop adhérents, on peut les émulsifier en milieu acide ou fabriquer un goudron léger à partir d’huiles, qui pourront être saponifiées ensuite par un traitement alcalin.

Remarques sur l’utilisation des différents produits de nettoyage • En règle générale, les acides forts, acide chlorhydrique, et surtout acides fluorhydrique et sulfurique, sont à éviter pour le nettoyage de l’aluminium nu ou anodisé. L’acide phosphorique dilué et certains acides organiques sont souvent la base de la formulation de ces bains. La présence d’inhibiteurs de corrosion et de tensio-actifs est très importante : c’est leur choix et leur dosage qui créent la spécialité du métier de fabricant de produits pour traitement de surface. • Les produits fortement basiques sont aussi à éviter pour le nettoyage de l’aluminium nu et anodisé. Ainsi certains produits, pourtant appelés produits d’entretien domestiques – lessive Saint-Marc, eau de javel concentrée, Destop, … –, à base de potasse ou de 454



soude caustique sont particulièrement à prohiber. On trouvera en revanche des produits de dégraissage à base de soude caustique ou de carbonate de soude contenant des inhibiteurs de corrosion, notamment des silicates : ces types de bains n’attaquent pas l’aluminium nu, ni l’aluminium anodisé. • L’utilisation de solvants chlorés n’est pas recommandée pour le nettoyage de l’aluminium nu. On peut cependant être conduit à les utiliser pour solubiliser certaines pellicules organiques pelables, ou pour dissoudre des films de produits gras de protection temporaire. Il est alors conseillé : – de réaliser le traitement en phase vapeur, pour que le métal soit toujours lavé par un solvant propre ; – d’utiliser un solvant stabilisé, pour éviter qu’il se décompose à la chaleur et qu’il s’acidifie ; – de terminer l’opération par un dégraissage ou décapage classique, pour éliminer toutes traces éventuelles de solvants.


C

• Les solvants fluorés sont notamment utilisés lorsqu’il s’agit de nettoyer des ensembles hétérogènes – matériaux très divers – et pour sécher des pièces délicates – électronique. • Pour enlever des souillures adhérentes et des taches persistantes, la pâte abrasive peut se révéler utile. On commence toujours avec des pâtes abrasives douces pour éviter les rayures grossières, les changements d’aspect – matage – et de comportement – encrassement rapide, corrosion – des surfaces traitées. En conclusion, quel que soit le matériau à nettoyer, le problème général rencontré est la recherche du produit de nettoyage « plus énergique », afin de diminuer le coût de l’opération en réduisant celui de la main d’œuvre. Cette recherche peut conduire à des déboires si l’on ne tient pas compte de l’action de ce produit sur le matériau. Ainsi, si une légère perte de métal peut être tolérée dans la plupart des cas sur du métal nu, elle ne peut l’être sur du métal anodisé quand il s’agit d’un nettoyage. Tous les produits utilisés seront donc retenus avec la collaboration étroite du fournisseur. Celui-ci, selon la législation en vigueur – directive de la CEE applicable en France depuis août 1988 – a sa responsabilité engagée, en cas de problème concernant l’utilisation de son produit, et est tenu à faire la démonstration de la bonne adéquation de son produit. Il va donc de l’intérêt de l’utilisateur, comme de celui du fournisseur, qu’un tel produit soit caractérisé par une série d’essais. Pour l’aluminium anodisé, et plus particulièrement le nettoyage des façades anodisées, cette série d’essais est définie par la norme NF A 91-451, septembre 1988 : « Qualification des produits d’entretien pour l’aluminium et les alliages d’aluminium anodisés ».

8.8.4 Renseignements pratiques

Références

BRACE A.W., SHEASBY P.G. – Technology of anodizing aluminium. 2nd edition. (Disponible chez Metal Finishing, 660 White Plains Road, TARRYTOWN NY-10591.) GODARD H.P., JEPSON W.B., BOTHWELL M.R., KANE R.L. – The corrosion of light metals, 1967. REBOUL M. – Durabilité des alliages d’aluminium, mécanismes de corrosion, essais et remèdes. Mémoires et études scientifiques. Revue de métallurgie, février 1987, pp. 61-74. REBOUL M. – Évolution de l’aspect de surface de l’aluminium brut de transformation en milieux naturels. Revue de l’aluminium, octobre1976. VARGEL C. – Corrosion de l’aluminium, Dunod, 1999.

455



Les peintures en poudre et les peintures en phase aqueuse. Éditions Galvano-Organo, (Ouvrage disponible chez l’éditeur, 22-24, rue du Président Wilson, 92532 LEVALLOIS-PERRET Cedex ; Tél : 01 41 40 94 25.) Recommandations techniques relatives aux produits anodisés destinés aux applications du bâtiment. Syndicat national des revêtements et traitements des métaux et substrats, 16 avenue Hoche, 75008 Paris.

Organismes à consulter Ifets (Institut Français de l’Environnement et des traitements de surfaces) 15, avenue Ledru-Rollin 94170 LE PERREUX-SUR-MARNE Tél. : 01 48 72 15 05. Sats (Syndicat des entreprises d’applications de revêtements et traitements de surfaces) 39/41, rue Louis-Blanc 92038 PARIS-LA-DÉFENSE Cedex Tél. : 01 47 17 64 34.

Exemples d’entreprises spécialisées en traitements de surface Elf Atochem Cours Michelet 92091 PARIS-LA-DÉFENSE Cedex Tél. : 01 49 00 80 80. Henkel France SA 150, rue Gallieni 92100 BOULOGNE-BILLANCOURT. Tél. : 01 46 84 90 00. Henkel Oberflächentecknik GmbH D-40191 DÜSSELDORF Site web : http ://www.thomasregister.com/henkelsurftech Continentale Parker 51, rue Pierre 92110 CLICHY Tél. : 01 47 15 38 00. Unisida ZI des Chanoux rue Ampère 93330 NEUILLY-SUR-MARNE Tél. : 01 43 00 46 76. Capol (Procédés) PA du Ruisset BP 10 38360 NOYAREY Tél. : 05 76 85 91 85. Frappaz 15, Porte du Grand Lyon 456

8.9 Fonderie de moulage des alliages d’aluminium 8 • Aluminium et alliages d’aluminium


01707 NEYRON Cedex Tél. : 04 72 01 88 88.

8.9 Fonderie de moulage des alliages d’aluminium La fonderie de moulage des alliages d’aluminium est apparue à la fin du siècle dernier, dès la mise au point du procédé de fabrication par électrolyse. Le moulage constitue le chemin le plus court du métal liquide à la pièce finie. Chaque alliage de moulage a une composition qui est le résultat d’un compromis entre les propriétés de fonderie : – la coulabilité1, – la criquabilité à chaud 2, – le comportement à la retassure 3 ;


C

et les propriétés désirées à l’utilisation telles que : – les caractéristiques mécaniques, – la résistance à la corrosion, – l’aspect. Le choix du procédé est souvent guidé par des considérations économiques, par la géométrie de la pièce mais également par les propriétés souhaitées : ainsi le refroidissement plus rapide obtenu en coquille assure dans la plupart des cas de meilleures caractéristiques mécaniques qu’en moulage sable. Les alliages d’aluminium de moulage sont souvent différenciés de la façon suivante : – alliages de première fusion, lorsque de l’aluminium en provenance directement d’électrolyse est utilisé comme métal de base ; – alliages de deuxième fusion ou d’affinage élaborés à partir de déchets triés, refondus et remis au titre4.

8.9.1 Alliages d’aluminium de moulage Les alliages de moulage appartiennent aux trois grandes familles suivantes : – famille aluminium-silicium (avec ou sans magnésium) ; – famille aluminium-silicium-cuivre ; – famille aluminium-cuivre. Les autres familles sont : – aluminium-magnésium, – aluminium-zinc et divers. Les deux premières familles sont de très loin les plus utilisées. Les règles générales de désignation des alliages d’aluminium moulés sont définies dans la série des normes européennes EN 1780 (parties 1, 2 et 3). Cette série de normes

1. Coulabilité : aptitude du métal liquide à remplir une empreinte. 2. Criquabilité à chaud : aptitude d’un alliage à donner des criques au cours de la solidification. 3. Comportement à la retassure : la contraction volumétrique pendant la solidification conduit à : – des macroretassures (ouvertes ou internes) ; – un affaissement ; – des microretassures. 4. Se reporter à la section 8.13, Recyclage.

457



modifie profondément les pratiques françaises. Il est probable que les dénominations antérieures auront la vie dure et qu’il faudra beaucoup de temps pour que les nouvelles entrent dans les mœurs. Les nouvelles désignations sont contenues dans les parties 1 et 2. Elles prévoient deux systèmes de désignation. • Un système numérique qui comprend : – le préfixe EN ; – la lettre A qui représente l’aluminium ; – la lettre C qui représente les pièces moulées (B pour les lingots et M pour les alliages mères) ; – un premier chiffre qui représente l’élément d’alliage le plus élevé : • 1 pour l’aluminium non allié, • 2 pour le cuivre, • 4 pour le silicium, • 5 pour le magnésium, • 7 pour le zinc ; – un deuxième chiffre qui représente le type d’alliage dans les grandes familles énoncées ci-dessus ; – un troisième chiffre arbitraire ; – un quatrième et cinquième chiffres qui sont généralement des 0. Par exemple, l’alliage A-S7G0,6 (ex-norme NF A 02-004) se dénomme EN AC-42200. • Un système symbolique qui comprend : – le préfixe EN ; – la lettre A qui représente l’aluminium ; – la lettre C qui représente les pièces moulées (B pour les lingots et M pour les alliages mères) ; – les symboles chimiques et la teneur nominale des éléments d’alliage. Par exemple, l’alliage A-S7G0,6 (ex-norme NF A 02-004) pourra aussi se dénommer EN AC-AlSi7Mg0,6. Par ailleurs, la norme EN 1706 prévoit de faire suivre la désignation de l’alliage : – d’une lettre pour définir le procédé de moulage : • S : moulage en sable, • K : moulage en coquille, • D : moulage sous pression, • L : moulage en cire perdue ; – et d’une désignation de l’état de traitement thermique : • F : pas de traitement, • O : recuit, • T1 : refroidissement contrôlé après coulée et mûri, • T4 : trempé et mûri, • T5 : refroidissement contrôlé après coulée et revenu, • T6 : mise en solution, trempe et revenu, • T64 : mise en solution, trempe et sous revenu, • T7 : mise en solution, trempe et sur revenu (ou stabilisé). Ainsi, l’A-U5GT Y24 (ex-norme NF A 02-004) s’appellera EN AC-21000 ST4 ou EN ACAlCu4MgTi ST4. Dans la suite du texte seule la désignation numérique symbolique (à 5 chiffres) sera utilisée. 458

8.9 Fonderie de moulage des alliages


d’aluminium

Influence des éléments d’alliage Les principaux éléments d’alliage sont le silicium, le cuivre, le magnésium et le zinc.

Influence du silicium L’aluminium et le silicium forment un eutectique à 13 % environ de silicium. Propriétés de fonderie L’augmentation de la teneur en silicium conduit aux propriétés suivantes (figure 8.33) : – une amélioration de la coulabilité ; – une diminution de la contraction volumétrique à la solidification (le silicium augmente en effet de 12 % en volume en se solidifiant) ; – une diminution de la criquabilité qui devient nulle à partir de 7 % de silicium.


Caractéristiques mécaniques La charge de rupture, la limite d’élasticité et la dureté augmentent un peu avec la teneur en silicium, alors que l’allongement diminue. L’alliage devient fragile à partir de la teneur eutectique. Dilatation Le coefficient de dilatation diminue avec la teneur en silicium (figure 8.34). Coefficient de dilatation thermique entre 20 et 100 °C : β x 10 –6 26 Mg 24 22 Cu

Fe

20

Ni 18 Si 16 14

0

4

8

12

16

20

24

28

32 36 40 % élément d’additon

Figure 8.34 – Influence de quelques éléments d’addition sur le coefficient de dilatation thermique de l’aluminium.

Usinabilité Elle a les caractéristiques suivantes : – bonne jusqu’à 7 % ; – moyenne de 7 à 13 % ; – difficile au-delà de 13 %. Tenue à la corrosion Le silicium ne modifie pas la tenue à la corrosion de l’aluminium. Les alliages du moulage au silicium (sans cuivre) ont une très bonne tenue à la corrosion. 459


Indice de coulabilité


d’aluminium

100 90 80 70 Coulabilité des alliages Al - Si 60 50 0

1

2

3

4

5

6

7

8

9

10 11 12

Contraction volumétrique au refroidissement (%)

Si (%)

10 8 6 Aptitude à la retassure des alliages Al - Si 4 2

Microretassure 0

1

2

3

4

5

6

7

8

9

10 11 12

Indice de criquabilité

Si (%) 5 4 3 Criquabilité des alliages Al - Si 2 1

Microretassure 0

1

2

3

4

5

6

7

8

9

10 11 12 Si (%)

Figure 8.33 – Propriétés de fonderie des alliages aluminium-silicium (Document Péchiney).

Anodisation Les alliages aluminium-silicium se protègent par anodisation. L’anodisation de décoration n’est possible qu’en dessous de 4 % de silicium, au-delà les couches sont grises.

460



d’aluminium

Influence du cuivre Indice de coulabilité

Propriétés de fonderie (figure 8.35) 100 90 80 70 60

C

Coulabilité des alliages Al - Cu


0

1

2

3

4

5

6

7

8

9


50 10 11 12 Cu (%) 10 Aptitude à la retassure des alliages Al - Cu 8 6 4 2

Microretassure 0

1

2

3

4

5

6

7

8

9

10 11 12


Cu (%)

5 4 3 Criquabilité des alliages Al - Cu 2 1 0

1

2

3

4

5

6

7

8

9

10 11 12

Cu (%)

Figure 8.35 – Propriétés de fonderie des alliages aluminium-cuivre (Document Péchiney). Ces propriétés sont les suivantes : – la coulabilité passe par un minimum de 5 %, mais varie peu ; – l’aptitude à la retassure : la contraction volumétrique est peu modifiée par l’addition de cuivre ; 461



d’aluminium

– la criquabilité est très forte avec l’addition de cuivre. Caractéristiques mécaniques Le cuivre améliore la charge de rupture et la limite d’élasticité au détriment de l’allongement. Les alliages aluminium-cuivre peuvent subir un traitement thermique de durcissement structural qui élève considérablement R, R0,2 et HB tout en conservant une plasticité convenable, figure 8.36. R et A H B 36 34

R (daN/mm 2)

32 110

30

HB

28 100

26 24

90

22 20

80

18 16

70

14 12

60

10 8

50

A%

6 4 2 Brut de coulée

Trempe fraîche

Maturation

Revenu

Figure 8.36 – Influence des traitements thermiques sur les caractéristiques mécaniques des alliages aluminium-cuivre moulés (Document Péchiney).

Usinabilité Les alliages aluminium-cuivre ont une excellente usinabilité. Tenue à la corrosion Les alliages aluminium-cuivre ont une mauvaise tenue à la corrosion, en particulier à la corrosion marine.

462



Anodisation Les couches de protection obtenues par anodisation sont peu épaisses, poreuses et de dureté moyenne. Par contre, elles sont claires, donc utilisables en décoration.

Influence du magnésium Propriétés de fonderie (figure 8.37) Ces propriétés sont les suivantes : – la coulabilité est médiocre du fait de la forte oxydabilité du magnésium ; – l’aptitude à la retassure : la contraction volumétrique est peu modifiée par le magnésium, mais celui-ci augmente la tendance à la microporosité ; – la criquabilité est assez forte, mais diminue aux fortes teneurs en magnésium.


Caractéristiques mécaniques Le magnésium augmente la charge de rupture, la limite d’élasticité et la dureté au détriment de l’allongement. Un traitement thermique – mise en solution et trempe –, améliore les caractéristiques mécaniques, mais il se produit une maturation lente à la température ambiante qui provoque une fragilisation, même après plusieurs années. Usinabilité Les alliages aluminium-magnésium ont une excellente usinabilité. Tenue à la corrosion L’addition de magnésium à l’aluminium améliore sa tenue à la corrosion, en particulier à la corrosion marine. Anodisation Les alliages aluminium-magnésium s’anodisent très bien, aussi bien pour la protection que pour la décoration.

Alliages normalisés Les alliages d’aluminium utilisés en moulage sont regroupés dans la norme européenne EN 1706 (mai1998). Ils sont définis par leur composition et des caractéristiques mécaniques minimales obtenues sur des éprouvettes coulées à part suivant le même procédé que celui utilisé pour les pièces. Ils sont regroupés dans les tableaux 8.39 à 8.42. Le tableau 8.42, concernant le procédé de fonderie sous pression, est donné à titre informatif dans la norme.

Alliages utilisés en moulage sable

Le procédé de moulage sable permet d’une façon générale de réaliser des pièces en moyenne et petite série et d’obtenir des pièces complexes par l’utilisation de noyaux. Le matériau de moulage (du sable silicieux généralement) conduit à des vitesses de solidification relativement lentes. En conséquence, les caractéristiques mécaniques sont intrinsèquement inférieures à celles obtenues avec un moule métallique (tableau 8.39). Par contre, ce procédé permet la mise en œuvre d’alliages ayant des propriétés de fonderie médiocres. Les alliages utilisés pour ce procédé appartiennent essentiellement aux groupes d’alliages aluminium-silicium et aluminium-silicium-cuivre. Groupe d’alliages Al-Cu Il s’agit de l’alliage 21100 avec ou sans Mg. C’est un alliage à hautes caractéristiques mécaniques, mais sa forte criquabilité à chaud rend sa mise en œuvre délicate. Le traitement thermique est nécessaire : mise en solution et trempe plus maturation (T4) ou plus revenu (T6). 463


Indice de coulabilité


d’aluminium

100 90 80 70 60 Coulabilité des alliages Al - Mg 50

0

1

2

3

4

5

6

7

8

9

10 11 12


Mg (%)

10 Aptitude à la retassure des alliages Al - Mg 8 6 4 2

Microretassure 0

1

2

3

4

5

6

7

8

9

10 11 12


Mg (%) 5 4 3 2 Criquabilité des alliages Al - Mg 1

0

1

2

3

4

5

6

7

8

9

10 11 12

Mg (%)

Figure 8.37 – Propriétés de fonderie des alliages aluminium-magnésium (document Péchiney). La présence de cuivre rend cet alliage sensible à la corrosion et plus particulièrement à la corrosion sous tension. Dans ce cas un traitement thermique adapté doit être pratiqué.

464



d’aluminium

Tableau 8.39 – Propriétés mécaniques des alliages coulés en sable pour des éprouvettes séparées (d’après la norme EN 1706).

AlCu

AlSiMgTi

AlSi7Mg

AlSi10Mg

AlSi

AlSi5Cu

Désignation des alliages

Limite Charge de Allonged'élasticité Traitement rupture Rm ment Rp thermique 0,2 A (%) (MPa) (MPa)

Dureté Brinell (HBS)

EN AC21000

EN ACAlCu4MgTi

T4

300

200

5

90

EN AC21100

EN ACAlCu4Ti

T6 T64

300 280

200 180

3 3

95 85

EN AC41000

EN ACAlSi2MgTi

F T6

140 240

70 180

3 3

50 85

EN AC42000

EN ACAlSi7Mg

F T6

140 220

80 180

2 1

50 75

EN AC42100

EN ACAlSi7Mg0,3

T6

230

190

2

75

EN AC42200

EN ACAlSi7Mg0,6

T6

250

210

1

85

EN AC43000

EN ACAlSi10Mg(a)*

F T6

150 220

80 180

2 1

50 75

EN AC43100

EN ACAlSi10Mg(b)*

F T6

150 220

80 180

2 1

50 75

EN AC43200

EN ACAlSi10Mg(Cu)

F T6

160 220

80 180

1 1

50 75

EN AC43300

EN ACAlSi9Mg

T6

230

190

2

75

EN AC44000

EN ACAlSi11

F

150

70

6

45

EN AC44100

EN ACAlSi12(b)

F

150

70

4

50

EN AC44200

EN ACAlSi12(a)

F

150

70

5

50

EN AC45000

EN ACAlSi6Cu4

F

150

90

1

60

EN AC45200

EN ACAlSi5Cu3Mn

F T6

140 230

70 200

1

> >

>

Q >

Q >

Q >

=+>

=+>

=+>

=+>

=+>

=+>

=+>

Classe


Fe

Aléq = Al% + Sn%/3 + Zr%/6 + 10 x (O2% + C + 2N) Moéq = Mo% + V%1,5 + Cr%/0,6 + Fe%/3,5 + Cu%/1,3 + Nb/3,6

>

>

Sn

>

Al

Dénomination

Tableau 9.3 – Suite.

Aléq

T>

Moéq

9 • Titane et alliages de titane 9.2 Normalisation

C

501

9.2 Normalisation

9 • Titane et alliages de titane

billettes, pièces forgées, coulées en alliage de titane », toutes deux présentées dans le tableau 9.4. – La seconde est la norme Afnor (L 14-601 et L 14-602) éditée par l’Agence française de normalisation (Afnor) ; quelques exemples sont donnés dans le tableau 9.4. Il est, bien entendu, hors de question de rentrer dans les détails des normes de tous les pays producteurs d’alliages de titane. Pour illustrer les variations d’un pays à l’autre, nous prendrons les exemples des alliages T40 et TA6 V qui sont très souvent utilisés, et pour lesquels nous avons établi une comparaison dans le tableau 9.5 entre les normes françaises, américaines, anglaises, allemandes, japonaises et russes.

Tableau 9.4 – Quelques alliages et leurs normes françaises. Composition chimique (% poids)

Désignation Norme air 9182 : – T-35 – T-40 – T-50 –T-60

Norme air 9183 : – TA6V – TA4M


0,12 Fe ; 0,05 N ; 0,08 C ; 0,015 H ; 0,04 Si 0,12 Fe ; 0,07 N ; 0,08 C ; 0,015 H ; 0,04 Si 0,25 Fe ; 0,07 N ; 0,08 C ; 0,015 H ; 0,04 Si 0,30 Fe ; 0,08 N ; 0,08 C ; 0,015 H ; 0,04 Si

Rm ≤ 440 Mpa Rp0,2 ≤ 282 Mpa A = 30 % Rm = 392 à 539 MPa Rp0,2 = 294 Mpa A = 24 % Rm = 490 à 637 Mpa Rp0,2 = 392 Mpa Rm = 588 à 735 Mpa Rp0,2 = 470 Mpa A = 8 %

5,5-7 Al ; 3,5-4,5 V ; 0,25 Fe ; 0,08 C ; 0,0125 H ; 0,07 N ; 0,02 O 3,5-5 Al ; 3,5-5 Mn ; 0,15 Fe ; 0,08 C ; 0,05 N ; 0,0125 H ; 0,2 O ; 0,04 Si

Rm = 880-1 180 Mpa Rp0,2 = 820 Mpa A = 8 % Rm = 930-1 139 Mpa Rp0,2 = 820 Mpa A = 8 %

Norme Afnor : – TA6V (L14-601) 5,6-6,75 Al ; 3,5-4,5 V ; 0,3 Fe ; 0,05 N ; 0,08 C ; 0,0125 H ; 0,2 O – TA6V (L14-602) Idem

Rm = 923 Mpa Rp0,2 = 868 Mpa A = 8 % Idem

9.2.2 Normes américaines C’est aux États-Unis que l’on trouve le plus de normes différentes. On notera les normes suivantes : – Mil specifications : normes éditées par le « Department of Defense » (Dod) pour définir les matériaux et produits utilisés pour des applications militaires. On y trouve les onze sous-classes présentées dans le tableau 9.6 ;

502

!/

Alliage

!

#$ %

& '() *

,,

+$

- . !

/ !

! !

& '() ! +$ ! /

/

! ! ! !

! / ! / 0

! #$ % !

!

!

!/

"

"

V

Al

Désignation

Norme

!

!

H(max)

O(max) Si(max)


Fe(max) N(max) C(max)

Rp0,2

!

Rm

!

A (%)

Tableau 9.5 – Comparaison des normes françaises, américaines, anglaises, allemandes, japonaises et russes entre elles pour les alliages T40 et TA6V. 9 • Titane et alliages de titane 9.2 Normalisation

C

503

9.2 Normalisation


– Ams specifications (Aerospace materials specifications) : normes établies par la « Society of automotive engineers » ; – Astm specifications : normes fixées par l’« American Society for testing materials » dans son ouvrage : Annual Book of Astm standards, volume 02-04 ; – Aia standards : normes éditées par l’« aerospace industry Association », par le biais de la « national standard Association » et sous la tutelle du « national aerospace standard Committee » (Nas) ; – Sae standards : normes éditées par la « Society of automotive engineers » (Sae) ; destinées aux concepteurs et aux bureaux d’étude, elles reprennent les termes des normes Ams en partie ; – Uns numbering system : compilation des normes Sae et Astm pour les rationaliser ; – Asme cases : normes fixées par l’« american Society of mechanical engineers » ; elles sont surtout axées sur les machines tournantes, compresseurs, turbines terrestres.

Tableau 9.6 – Les norme Mil aux États-Unis.

N° de document Date de révision

Remarques

Mil-T-9046J

01/1983

Feuillards, tôles, plaques

Mil-T-9047G

12/1978

Barres, pièces forgées

Mil-T-81556A

01/1983

Titane et alliages de titane, barres filées et pièces de forme, qualité aéronautique

Mil-T-46035A

10/1966

Alliages hautes caracté- Amendment 10/1072 ristiques pour pièces critiques

Mil-T-81915

03/1976

Pièces moulées en cire perdue

–

Mil-T-83142A

12/1969

Pièces forgées PQ

–

Mil-H-81200

–

Traitements thermiques du titane

–

Mil-STD-412

–

Système de désignation pour le titane

–

01/1974

«Titanium and titanium alloy handbook»

–

Mil-T-1340E

–

Titane et poudres pyrotechniques

–

Mil-T-24585A

–

Barres, disques, pièces forgées en 662

–

Mil-HDBK-697A

504

Objet

– Amendment 08/1986 –



9.2.3 Normes européennes Le document de base des normes anglaises est le Standard catalogue édité par la « british standards Institution ». Les normes allemandes publiées par le « deutsches Institut für normung e.v. » (Din) se polarisent surtout sur les semi-produits. Elles sont largement inspirées des spécifications américaines (voir tableau 9.5). De plus, dans un effort de rationalisation du fait du partage des tâches dans les programmes européens, l’Association européenne des constructeurs de matériel aérospatial (Aecma) travaille sur des documents communs.

9.2.4 Autres normes


En tant que consommateur de titane, le Japon, par l’entremise du « japanese industrial standards Committee », fixe les spécification – surtout titane non allié – dans les documents Jis. La Cei est un producteur très important. Les alliages sont souvent désignés par une industrie et/ou une organisation pour/par laquelle le matériau a été développé : – – – – –

VT pour l’aviation ; OT pour la défense ; 48 pour la marine ; IRM pour l’Institut des métaux rares ; AT pour l’Institut de métallurgie. Remarque Dans le jargon des utilisateurs français des alliages de titane, on utilise souvent le nom commercial ou une abréviation imposée par la dénomination Afnor. Citons par exemple : – TD5AC et aussi CoRoNa5 (Colt – Rockwell – Navy) ; – TA5E et aussi Ti-5 % Al-2,5 % Sn ; – TV15CA et aussi Ti15-3 (Timet) ; – TA6 V et aussi Ti-64 (Usa) ou VT6 (Cei) ; – TA5ZD et aussi beta-CEZ (Cezus) ; – TA6ZD et aussi 685 (Imi) ; – TA5DE et aussi 550 (Imi).

9.3 Propriétés d’usage et mise en œuvre 9.3.1 Propriétés d’usage

Propriétés d’usage majeures Du point de vue des applications des alliages de titane, on peut distinguer au moins les deux grandes classes suivantes : – les nuances résistant à la corrosion ; – les nuances à hautes caractéristiques mécaniques.

Nuances résistant a la corrosion Pour la résistance à la corrosion, on utilisera de préférence du titane non allié à faible résistance mécanique tel que : 505



– le titane de pureté commerciale T-35 à T-60 en norme Air ou Astm grades 1 à 4 en désignation Astm 1 ; ces nuances ont des teneurs en oxygène croissantes qui contrôlent le niveau de résistance (T-40 : Rm = 400 MPa) et le comportement en corrosion ; – des alliages peu chargés tels que Ti-0,2 Pd (Astm grades 7, 8 et 11) ou Ti-0,8Ni0,3Mo (Astm grade 12). Le coût est un critère déterminant pour ces applications.

Nuances à hautes caractéristiques mécaniques Pour obtenir de hautes caractéristiques mécaniques, on prendra des alliages chargés (de quelques % à 25 % d’éléments d’addition). Leurs propriétés telles que : résistance à la rupture, limite d’élasticité, ductilité, ténacité, résistance à la propagation des fissures, tenue en fatigue (oligocyclique et vibratoire), fluage, ainsi que les conditions de mise en œuvre : forgeage, soudage, ..., conditionnent généralement le choix de l’alliage, celui de la gamme de transformation et celui du niveau de contrôle requis. Les propriétés peuvent être ajustées par les traitements thermomécaniques et thermiques subis par la pièce. Pour certaines applications, les alliages de titane ont remplacé les aciers ou les superalliages à base de nickel, grâce à leurs meilleures propriétés spécifiques (propriétés/masse volumique) jusqu’à environ 550 °C. L’alliage le plus utilisé depuis 40 ans est sans conteste l’alliage TA6V 2, qui représente plus de 50 % du marché. C’est un alliage de type α + β 3 qui a réalisé jusqu’à présent un compromis unique de bonnes propriétés, tant en service qu’au cours de la fabrication et de la mise en forme. On peut enfin ainsi subdiviser cette deuxième classe : – alliages pour moteurs d’avion, particulièrement résistants au fluage, à la propagation des fissures en fatigue ; soumis à des contrôles très sévères, ils doivent garantir une très bonne homogénéité et reproductibilité de propriétés ; ils sont d’un prix élevé ; – alliages pour structures d’avion qui ont une grande facilité de mise en forme (pouvant aller jusqu’au formage superplastique/soudage par diffusion, …) ; ils présentent un compromis résistance mécanique-ductilité élevé et un excellent comportement en fatigue vibratoire ; – alliages pour applications cryogéniques, gardant une ductilité et une bonne ténacité jusqu’à la température de l’hydrogène liquide.

Influence des éléments d’addition sur les propriétés d’usage. « Alloy design »

Il faut distinguer les éléments interstitiels et de substitution.

Éléments d’insertion Voici les principaux éléments d’insertion et leur influence sur les propriétés d’usage : – l’hydrogène, bêtagène, n’a pas d’influence sur les propriétés mécaniques ; il intervient de façon détournée par précipitation sous forme d’hydrures, et par la baisse de ductilité qui en découle ; quelques fractions volumiques de phase bêta piègent l’hydrogène et empêchent toute précipitation d’hydrures (par exemple : solubilité égale à 19 ppm dans l’alliage T-40 et égale à 800-1000 ppm dans l’alliage TA6 V)

1. Se reporter au paragraphe 9.2. 2. Pour les appellations de l’alliage TA6V, se reporter au paragraphe 9.2. 3. Se reporter au paragraphe 9.1.

506



– l’oxygène, alphagène, durcit la phase α ; sa présence augmente la planéité des arrangements de dislocations et fait que, de façon corrolaire, la ductilité du matériau décroît ; – l’azote, alphagène, a un rôle similaire à celui de l’oxygène (augmentation de la résistance mécanique, baisse de ductilité) ; – le carbone, alphagène, a une influence identique à celle de l’oxygène et de l’azote ; la ductilité baisse dès que l’on atteint les 1 000 ppm.

Éléments de substitution Voici les principaux éléments de substitution et leur influence sur les propriétés d’usage : – l’aluminium, alphagène, durcit la phase α ; on constate une amélioration de la résistance et une baisse de ductilité ; la tenue au fluage est améliorée ; on limite l’aluminium à 7 % pour éviter des précipitations locales de phase α2 fragilisantes 1 ; – l’étain, neutre, durcit la phase α ; il améliore le fluage et le compromis résistanceductilité aux températures cryogéniques ; – le zirconium, neutre, durcit à la fois les phases α et β ; il améliore le compromis résistance-ductilité de tout alliage α + β ; par exemple, modification de l’alliage 662 (6 % d’aluminium – 6 % de vanadium – 2 % d’étain) en alliage 662 Zr (brevet Cezus : 6 % d’aluminium – 6 % de vanadium – 2 % d’étain – 5 % de zirconium) ; – le molybdène, bêtagène, améliore la résistance, la ductilité et le fluage à moyenne température ; il augmente la tenue à l’oxydation ; – le vanadium, bêtagène, améliore la ductilité, mais baisse la tenue à l’oxydation ; – le chrome, bêtagène, améliore la résistance mais baisse la ductilité ; en pratique on se limite à 4 % dans les alliages α + β ; – le fer, bêtagène, améliore le compromis résistance-ductilité-fluage à moyenne température ; il baisse considérablement le transus β et permet de travailler plus bas en température ; – le silicium, bêtagène, améliore la tenue au fluage par précipitation de siliciure ; on se limite à 1 % pour éviter de trop importantes chutes de ductilité.


C

Influence de la microstructure sur les propriétés d’usage. « Microstructure design »

Nous avons souligné précédemment (paragraphe 9.1) que la finesse et la morphologie des microstructures influent sur les propriétés d’usage. Par traitement thermique ou thermomécanique, on peut agir directement sur la taille et la forme des particules de phase α.

Structure équi-axe

Dans une structure équi-axe, quand la taille des grains alpha augmente, les propriétés d’usage sont ainsi modifiées : – la résistance diminue : cela peut s’expliquer par des considérations sur le nombre des systèmes de glissement des dislocations activés (relation de Hall-Petch qui peut être établie, par exemple, sur l’alliage TA6 V) ; – la ductilité décroît : en effet, d’une part les empilements de dislocations sont plus longs, il y a une très grande concentration de contraintes en têtes d’empilement, ce qui est favorable à la microfissuration, et, d’autre part, ces empilements s’appuient sur une interface α/β relativement fragile (où il est fréquent de rencontrer des microtrous) ;


507



– la ténacité est réduite : ceci est, d’un point de vue mécanique, non seulement lié à la baisse de résistance et de ductilité, mais aussi au fait que la fissure est moins perturbée par le passage d’un nombre plus faible d’interfaces α/α ou α/β, sites de réamorçage, et même, pour ces derniers, de déviations de fissures ; – la tenue à la fatigue diminue : ceci peut s’expliquer en appliquant à la propagation des fissures en fatigue les mêmes considérations que pour la ténacité ; – la résistance au fluage augmente : pour les alliages de titane, elle est régie par le fluage dans la phase α (qui a des coefficients d’autodiffusion mille fois plus faibles que la phase β) ; les vitesses de fluage, notamment dans le régime stationnaire, sont inversement proportionnelles à la taille des grains.

Structure aiguillée ou lamellaire Dans une structure aiguillée ou lamellaire, lorsqu’on augmente la taille de la phase alpha, on remarque les mêmes tendances que précédemment. De plus, l’augmentation de la « tortuosité » du chemin de propagation des fissures, liée aux morphologies lamellaires, augmente la ténacité ; ceci a également pour effet de diminuer la vitesse de propagation des fissures par comparaison avec des structures équiaxes. Cette propriété ne se traduit malheureusement pas toujours par un gain en fatigue oligocyclique ou vibratoire car les mécanismes d’endommagement incluent la nucléation de fissures, qui est très aisée dans le cas d’une structure lamellaire, surtout à l’interface α/β.

9.3.2 Mise en forme des alliages de titane

Règles générales des traitements thermomécaniques appliquées à la mise en forme à chaud

Transformations dynamiques de la microstructure Ces transformations dynamiques ont été largement présentées dans le cas des alliages de type α + β russes : VT6 (comparable à l’alliage TA6 V) et VT3-1 (titane – 6 % d’aluminium – 2 % de molybdène – 2 % de chrome), ou occidentaux : TA6 V et 6242. Seules les grandes lignes seront présentées ici. La phase β est le siège de modifications structurales importantes. Ceci est vrai bien sûr dans le domaine β lui-même, mais aussi en dessous du transus à des températures pour lesquelles cette phase participe majoritairement à la déformation, c’est-à-dire à partir de 950 °C pour l’alliage TA6 V-Tβ = 980-1 000 °C. Bien que la trempe, même ultrarapide, les ait transformés en martensite α, de petits grains ou sous-grains de l’ex-phase β sont visibles aux interfaces où ils ont germé – soit aux ex-joints β/β, qui prennent alors un aspect dentelé, soit aux interfaces α/β. En fait, il s’agit sans doute d’un processus (similaire à celui rencontré dans les aciers ferritiques ou l’aluminium de pureté commerciale), d’augmentation progressive de la désorientation de sous-grains restaurés dynamiquement, qui évoluent alors en nouveaux grains ; ce phénomène est celui de la recristallisation dynamique continue – par opposition à la recristallisation dynamique discontinue, qui est caractérisée par un mécanisme de germination et croissance. Il faut noter que cette évolution est parfaitement confirmée par la déformation d’alliages quasi β comme l’alliage β-CEZ, ou β comme l’alliage Ti 15-3. Les structures lamellaires se fragmentent pour des vitesses de déformation suffisamment élevées (supérieures à 10–4 s–1), et ce, d’autant plus facilement, que leur épaisseur est faible. Cette fragmentation n’est pas due à un mécanisme classique de recristallisation, mais plutôt à la pénétration de coins de phase β dans des sous-joints apparus 508



dans les lamelles de phase α et restaurées dynamiquement. Cette profondeur de pénétration est estimée à 2,5-5 µm entre 900 et 950 °C. Les morphologies initialement équiaxes présentent peu d’évolution au cours d’une déformation à chaud (800 °C < T < Tβ), pour de fortes vitesses de déformation (supérieures à 10–3 s–1). Si la déformation de la phase α est suffisante, c’est-à-dire en dessous de 900 °C pour l’alliage TA6 V par exemple, les grains s’allongent. Par contre, au voisinage du transus β (980 °C dans le cas de l’alliage TAV6), ils ne changent pas et se comportent plutôt comme des particules dures dans une matrice molle de β. Pour des microstructures équiaxes fines, et pour de faibles vitesses de déformation (inférieures à 10–3 s–1), les grains grossissent progressivement : il s’agit du domaine superplastique. Dans ce domaine, on peut employer le terme de recristallisation (en ce sens que de nouveaux grains apparaissent), mais cet emploi ne sous-entend pas l’existence de mécanismes classiques germination-croissance mais plutôt de mécanismes propres au fluage : glissement aux joints et coalescence.


C

Méthode classique de transformation dans le domaine α + β On peut déduire de ce qui précède – les évolutions dynamiques de la microstructure ayant été présentées – que la température est le premier paramètre à fixer pour le corroyage classiquement effectué en structure α + β. Citons les principaux effets de la température : – au voisinage de Tβ, (Tβ – 20 °C), on obtient une structure équiaxe α où la phase β est recristallisée et transformée, si le refroidissement est suffisamment rapide, en structure α + β aiguillée ; – pour des températures inférieures (Tβ – 40 °C > T > Tβ – 60 °C), la phase β est toujours recristallisée, mais la phase α, plus abondante, est allongée dans le sens de la déformation ; – à plus basses températures (Tβ – 100 °C > T > Tβ – 200 °C), la phase α se déforme majoritairement et présente un fibrage très important. En complément de l’effet de température, la déformation (taux d’écrouissage) et la vitesse de déformation contrôlent elles aussi l’amplitude des phénomènes évoqués. D’autre part, on voit bien émerger l’idée de travailler au voisinage du transus β pour bénéficier de petits grains β écrouis dans lesquels, au cours du refroidissement, la phase α va précipiter en lamelles courtes et fines. L’avantage d’une telle diminution de taille de lamelles sur les propriétés mécaniques a été établie précédemment. Ceci dit, les différentes catégories d’alliages présentent une marge de manœuvre plus ou moins grande, dans ce domaine de températures restreint, suivant que leur phase β est plus ou moins stable.

Méthode classique de déformation dans le domaine β

Il est notoire que la transformation dans le domaine α+ β décrite ci-dessus conduit à des difficultés de mise en œuvre liées à la moins bonne déformabilité, et à l’intervalle de température limitée (Tβ –20 °C < T < Tβ). Par contre, dans le domaine β, la résistance à la déformation est beaucoup plus faible, comme déjà pour le dégrossissage. Cependant, les inconvénients, que nous décrivons ci-dessous, sont doubles : – tout d’abord, au-dessus de Tβ, les grains de phase β grossissent relativement vite. Cela peut conduire à des problèmes de ductilité à chaud. Les remèdes sont connus : diminuer la température de transformation et minimiser le temps de préchauffage. On aboutit à un procédé aussi délicat à mettre en œuvre que le forgeage α + β ; – le second inconvénient est lié à la précipitation de la phase α, aux joints des ex-grains β, préalablement à son apparition à l’intérieur de ces grains eux-mêmes. La vitesse de 509



germination de cette phase intergranulaire dépend de la nature de l’alliage, et laisse une liberté de manœuvre relativement faible pour les alliages classiques de type α + β. Comme nous allons le développer ci-après, cet inconvénient diminue progressivement quand la phase β se stabilise, c’est-à-dire pour des alliages quasi β. Travailler à des températures plus proches de Tβne conduit pas, néanmoins, à des élévations de contraintes très significatives. Enfin, même si une augmentation de taille de grain est à priori néfaste à une bonne ductilité à chaud, celle des alliages de titane, dans ce domaine, est suffisamment importante encore pour ne pas limiter les opérations de transformation ; cette propriété est due, comme cela a été évoqué précédemment, à un phénomène de recristallisation dynamique continue, pour lequel des dislocations se réordonnent continûment, et, surtout, ne s’empilent pas contre les joints de grains.

Règles générales des traitements thermomécaniques appliquées

à la mise en forme superplastique La mise en forme superplastique est l’aptitude que possèdent certains matériaux à subir des quantités de déformation importantes avant rupture en élongation.

Conditions requises Les conditions requises pour la mise en forme superplastique sont les suivantes : – De façon synthétique, l’établissement ou l’apparition d’un comportement superplastique résulte d’une adéquation entre les conditions thermomécaniques imposées que l’on peut • caractériser par le couple (T, ε ) et l’état du matériau, c’est-à-dire sa microstructure. – Schématiquement, pour un matériau susceptible de présenter un comportement superplastique, il est admis que le phénomène se manifeste au-dessus d’une température critique de l’ordre de la moitié de la température de fusion – 0,5 Tf.. Au-delà de cette température, les mécanismes intervenant dans la déformation plastique sont thermiquement activés. Comme nous aurons l’occasion de le constater par la suite, le phénomène de superplasticité nécessite l’aide de l’activation thermique pour s’établir. Il se situe dans un domaine de température où l’on a 50 % de phase α et 50 % de phase β. Il faut cependant noter que des recherches récentes tendent, par le contrôle de l’influence des éléments d’addition, à diminuer les températures de mise en forme superplastique 1. – De façon générale, les vitesses de déformation pour lesquelles s’établit le comportement superplastique sont comprises dans une bande étroite d’une, voire deux décades, pour chaque matériau. De plus, cette bande se situe vers la limite inférieure du domaine quasi statique, ce qui fait que les vitesses utilisées sont en général assez faibles : 104–10–3 s–1. – Les matériaux qui présentent un comportement superplastique sont assez nombreux. Ils ne sont capables de ce comportement que s’ils ont naturellement, ou si on leur confère volontairement, une structure métallurgique particulière obtenue par un traitement thermomécanique approprié. Cette structure est en général constituée de grains équiaxes très petits – < 10 µm. – Les structures à grains fins sont éminemment instables dans le cas des métaux purs. Par conséquent, les métaux superplastiques sont nécessairement des alliages, comme les structures α + β. La stabilité structurale est obtenue par l’inhibition de croissance qu’exercent les petits grains de l’une des phases en présence sur les cristaux de l’autre, et réciproquement. – Enfin, il est bon de distinguer tout de suite, dans le cas des matériaux de nature non eutectique, la structure initiale de la structure à l’équilibre – si elle existe. La première


510



Tableau 9.7 – Gammes de déformation superplastiques de quelques alliages de titane. Vitesse de déformation (s-1)

Élongation (%)

Ti-6Al-5V

850

8 × 10-4

700-1 000

Ti-6Al-2Sn-4zr-2Mo

900

2 × 10-4

0538

Ti-4,5Al-5Mo-1,5Cr

871

2 × 10-4

> 510

Ti-6Al-4V-2Ni

815

2 × 10-4

0720

Ti-6Al-4V-2Co

815

2 × 10-4

0670

Ti-6Al-4V-2Fe

815

2 × 10-4

0 650

Ti-15V-3Cr-3Sn-3Al

815

2 × 10-4

0 229

Ti-13Cr-11V-3Al

800

–

< 150

Ti-8Mn

750

–

0 150

Ti-15Mo

800

–

0 100

SP700(1)

775

2 × 10-4

2 000

βCEZ(2)

775

3 × 10-4

600-1 000


Température (°C)

Alliage

(1) Ti-4,5Al-3V-2Mo-2Fe (2) Ti-5Al-2Sn-4Zr-4Mo-2Cr-1Fe

fixe le seuil de départ du comportement du matériau. La seconde caractérise un état de régime de l’alliage et conditionne donc son aptitude à la mise en forme superplastique. Par exemple, pour l’alliage TA6 V, notablement superplastique, la taille de grains α d’une tôle vaut 5 μm. La mise en forme peut s’effectuer entre 900 et 930 °C de telle façon que la vitesse de déformation moyenne soit voisine de 3 x 10–4s–1. Le tableau 9.7 montre quelques propriétés superplastiques de certains alliages de titane.

Méthodes de formage superplastique La mise en forme de produits minces superplastiques s’apparente, par certains côtés, à la mise en œuvre des polymères thermoplastiques. Nous citerons pour l’exemple : – l’emboutissage profond, utilisé à grande échelle pour les tôles d’acier, ..., qui peut être employé dans le cas des alliages superplastiques. Il tire notamment avantage du caractère relativement isotrope des matériaux considérés ; – le gonflage superplastique, qui consiste à appliquer une pression constante (tous les points de la pièce sont soumis à des vitesses de déformation variables) ou évolutive (on peut par exemple choisir un point de la pièce pour lequel on désire une vitesse de déformation constante) sur une tôle mince de métal chauffée à la température adéquate. L’action de cette pression déforme la tôle et la refoule sur une matrice. 511



Il est à noter que ces deux modes peuvent être combinés, l’emboutissage profond étant fait pour « dégrossir » la pièce rapidement et le gonflage étant effectué pour la finition. On peut bien évidemment mettre en forme des pièces massives en utilisant les propriétés superplastiques des matériaux. C’est par exemple le cas des disques de turbines. Grâce à leur grande ductilité et à la stabilité de leur écoulement, les matériaux superplastiques peuvent remplir des gravures assez compliquées, le forgeage classique ne nécessite pas l’emploi de matrices que l’on garde à la température de forgeage. L’application à ces matériaux du forgeage superplastique requiert de telles conditions. Les temps de mise en forme étant très importants, et le phénomène métallurgique étant diffusif, on peut réaliser en même temps du soudage par diffusion. C’est le fait de pouvoir effectuer simultanément la mise en forme et le soudage (« superplastic forming/diffusion bounding », Spf/Db en anglais) qui explique le développement de cette technique, alliée au gain de masse dû à une mise en forme près des cotes (tableau 9.8). Tableau 9.8 – Gains en poids et prix de revient obtenus par Spf/Db en titane. Gain en poids (%)

Gain en prix de revient (%)

A310 : carter

35

–

Pièces soudées titane

Blats : glissière d’aileron

30

410

Pièces forgées titane

B1 : structure de nacelle

40

43,5

Pièces forgées titane

B1 : porte APU

31

500

Pièces usinées titane

B1 : volet de moteur

29

340

Nid d’abeille aluminium

B1 : – injecteur air chaud – dégivrage pare-brise

50

400

Pièces forgées acier

C17 : clapet TE

26

150

–

F-15 : buses injection

–

400

Nid d’abeille soudé titane

F-14A : boîtier d’aileron

10

300

Pièces en aluminium

BAC 25/800 : panneau de secours

10

300

Pièces en aluminium

Composant

En remplacement de :

Métallurgie des poudres Comme dans le cas de la superplasticité, la métallurgie des poudres est souvent utilisée afin d’obtenir des pièces près des cotes finales. Tous les alliages de titane peuvent être atomisés afin de produire des poudres : alliages TA6 V, 662, 10-2-3, 6242 et 6246. Nous n’entrerons pas dans la fabrication des poudres d’alliages de titane, nous contentant de rappeler qu’elles peuvent être fabriquées par électrode tournante (« rotating electrode

512



process », Rep) ou par plasma-électrode tournante (« plasma Rep », Prep), pulvérisation sous vide (Psv), ...

Densification On peut se servir des trois procédés suivants : – la compaction isostatique à chaud (Cic ou en anglais « hot isostatic pressing », Hip) utilisée de façon majoritaire ; – la compaction sous presse ; – la compaction à chaud sous vide (en anglais « hot vacuum pressing », Vhp). La compaction isostatique à chaud (Hip) se pratique dans une enceinte (autoclave) en appliquant et maintenant simultanément température et pression hydrostatique. La compaction sous presse s’effectue à froid comme à chaud en imposant une pression par l’entremise du piston, à la poudre contenue dans un moule de forme, à trou d’évacuation. Enfin, la compaction à chaud sous vide (Vhp) réalise l’opération précédente, sous vide, ce qui évite d’utiliser un système d’évacuation des gaz occlus. On peut aussi densifier à froid (0,95 de densité relative) par compaction isostatique (en anglais « cold isostatique pressing », Cip) ; on obtient une ébauche manipulable que l’on finit en procédé Hip ; le procédé s’appelle alors Chip (Cip + Hip). Pour les alliages de titane, on utilisera des moules ou containers en aciers au carbone, parce qu’ils réagissent peu avec le titane.


C

Applications On peut aussi mélanger des poudres élément par élément, puis leur faire subir un cycle Chip. Les poudres pré-alliées sont soumises au cycle Hip. On arrive à fabriquer ainsi diverses pièces : rouets centrifuges, petites pièces d’attache moteur, implants du genou, de la hanche, vis et écrous... Pour l’alliage TA6 V par exemple, on réalisera un cycle Hip à 950 °C, pendant 4 heures sous 108 Pa de pression d’argon (coupe granulométrique 100-630 µm). Le tableau 9.9 montre les gains réalisés sur quelques pièces. Enfin, dans le cas des poudres pré-alliées, les propriétés mécaniques en service sont meilleures que dans le cas des poudres mélangées, et assez proches de celles de l’alliage-mère.

Transus sous corroyage Justification théorique Un des résultats de l’étude concernant les relations entre microstructure et caractéristiques mécaniques a été de montrer que l’on ne pouvait gagner, a priori, à la fois sur toutes les propriétés. Par exemple, tel accroissement de ductilité s’accompagnait d’une diminution de résistance au fluage. D’autre part, l’influence primordiale de la morphologie de la phase α a été mise en évidence : toutes choses étant égales par ailleurs, une structure lamellaire a une ténacité supérieure à une structure équiaxe, mais elle possède une résistance et surtout une ductilité inférieures. On peut choisir une structure duplex 1, par refroidissement adapté à partir du domaine α + β. Cette microstructure présentera un compromis résistance mécanique-ductilitéténacité meilleur que pour les microstructures équi-axes et lamellaires, sans toutefois


513



atteindre les niveaux de dureté ou de ténacité maximaux. On peut améliorer ces derniers en faisant précipiter, entre les lamelles αI, de fines particules de lamelles αII, le cœur des grains est alors à la fois très résistant et très tenace. La déformation risquant de se concentrer aux ex-joints β, on peut les renforcer en leur donnant un caractère équi-axe et ce, le plus finement possible, par le traitement thermomécanique. La structure correspondante est dite en collier.

Méthodes du transus sous corroyage Au niveau des joints de grains β, puisqu’il est logique de penser qu’une précipitation plus fine de phase α sera plus durcissante, on peut utiliser (et combiner) les trois méthodes suivantes : – la première consiste à obtenir, par corroyage et recristallisation de la phase β, un grain β plus fin, donc une surface de joint plus grande : la germination de la phase α sera plus tardive, et la croissance plus lente (moins d’enrichissement en éléments alphagènes) ; – la deuxième réside en la création d’une germination sur une interface écrouie : le nombre de germes étant alors plus grand ; – la troisième consiste à écrouir, et donc à briser, la phase α qui précipite en premier lieu aux joints des grains β dès le début de son apparition. On obtient le collier de grains α. Un refroidissement modérément lent (trempe air) fera germer des lamelles α à cœur des grains. Les gains ainsi réalisés pour le joint sont triples : – amélioration de la ductilité intrinsèque ; – amélioration de la résistance ; – amélioration de la ténacité, qui augmente par la « tortuosité » du chemin de fissure. Au niveau du cœur, il faut obtenir une répartition fine et homogène de phase α. Les meilleures méthodes sont la trempe et le vieillissement.

Tableau 9.9 – Gains en poids obtenus par la métallurgie des poudres. Poids mis en œuvre pour le forgeage (kg)

Poids mis en œuvre par métallurgie des poudres (kg)

Poids de la pièce finale (kg)

Gain (%)

F-14 : pièce de fuselage

002,8

001,1

000,77

600

F-18 : support de moteur

007,7

002,5

00,5

67,5

F-18 : attache de crochet d’apontage

079,4

550

12,8

300

F-107 : rouet centrifuge

014,5

02,8

01,6

800

F-14 : structure de nacelle

142,8

82,1

24,1

42,5

Composant

514



Tableau 9. 10 – Exemples d’amélioration des propriétés mécaniques en jouant sur la micro-structure.

Rm (MPa)

Rp0,2 (Mpa)

Alliage β-CEZc 1211 11

Équi-axea

1282

Lamellairea

1213

1124

Duplexb

1045

Collier par tsca

1259

Lamellaire Collier par tsc

0854 0935

A (%)

Z (%)

Kic (MPa

43

051

10

21

070

0955

18

55

082

1222

14

23

084

Alliage TD5ACd 0751 19 0860 20

– –

145 144

m)


Morphologie

(a) Après mise en solution à 830 °C et vieillissement à 600 °C. (b) Après arrêt du forgeage à 800 °C et refroidissement air. (c) Pour l’alliage β–CEZ, la microstructure duplex est aussi tenace que la microstructure lamellaire, mais bien moins dure. Le transus sous corroyage (tsc) permet alors d’améliorer la résistance mécanique et la ductilité. De plus, même comparée à la structure équi-axe, on a un matériau plus résistant, plus ductile et bien plus tenace. (d) Pour l’alliage TD5AC, le tsc permet d’améliorer, à niveau de ténacité et de ductilité identiques, la résistance mécanique.

La trempe peut être effectuée en fin de transformation, ou après une remise en solution en structure α + β. L’efficacité en sera d’autant plus grande que la phase β du cœur des grains sera plus stable. Le vieillissement optimal devra donner naissance à des précipités de phase de taille (principalement la longueur) la plus limitée possible. Le tableau 9.10 montre des exemples, pour les alliages β – CEZ et TD5AC, d’amélioration des propriétés mécaniques.

9.3.3 Traitements thermiques

Transformations statiques de la microstructure Après les transformations dynamiques, que nous venons de voir, il est nécessaire de décrire l’évolution statique des morphologies, au cours d’un réchauffage, car : – les gammes de fabrication comportant généralement plusieurs chaudes ; – les pièces sont le plus souvent traitées après mise en forme. Lors d’un traitement au-dessus de Tβ, les grains de phase β grossissent quand la durée augmente, et ce, d’autant plus que la température est élevée. Au cours d’un recuit de recristallisation, effectué à Tβ – 40/50 °C, la phase α, surtout si ses grains sont déformés et allongés, peut se transformer de façon statique, et engendrer de nouveaux petits grains. Le mécanisme est le même que celui décrit précédemment 515



pour les transformations dynamiques des structures lamellaires, et procède surtout par pénétration de coins de phase β aux sous-joints α. Enfin, une autre méthode, visant à modifier la morphologie et l’équilibre des phases, consiste à vieillir (revenu) les microstructures après déformation ; une mise en solution peut être intercalée pour « normaliser » la microstructure déformée. Jusqu’aux alliages α + β, la trempe conduit souvent à la présence de phase α’, alors que, pour des alliages quasi β, nous avons la présence de phase βm. Les phases α’ et/ou βm se transforment en phases α et β stables au cours de ce revenu. Ce vieillissement se distingue donc de celui des alliages à durcissement par précipitation, car il n’entraîne pas une apparition de précipités, mais plutôt la modification de taille, de morphologie, de répartition et de composition des phases en présence. Les traitements thermiques peuvent donc se classer en plusieurs catégories, ce sont : – les traitements d’adoucissement : détente des contraintes, recuit, sur-revenu ; – les traitements de durcissement : mise en solution + vieillissement par revenu ; – les traitements visant à améliorer une propriété spécifique : Klc, fatigue, fluage, ...

Traitements d’adoucissement Détensionnement

La fabrication de composants en alliages de titane (matriçage, usinage, soudage...) et les traitements thermiques eux-mêmes (trempes énergiques), peuvent générer des contraintes résiduelles entraînant des distorsions en service. Tous les alliages de titane peuvent subir un traitement de détensionnement qui n’affecte pas leurs caractéristiques mécaniques. Il est effectué à une température relativement basse par rapport au transus. En effet, il ne faut pas modifier la microstructure de l’alliage. En général, on choisira une température entre : Tβ – 40 °C et Tβ – 20 °C, et des temps aux fours entre 15 min et 8 heures, les durées les plus importantes étant associées aux températures les plus basses. Le tableau 9.11 donne quelques exemples de traitements de recuit.

Recuit Le traitement de recuit consiste généralement en un maintien à température élevée dans le domaine de stabilité de l’alliage, suivi d’un refroidissement relativement lent (en four, jusqu’à 500 °C environ avec arrêt à l’air), de manière à obtenir une structure pratiquement stable. En particulier, la phase β ainsi obtenue doit être thermiquement stable pour des maintiens prolongés aux températures inférieures à celles de la fin du refroidissement lent. Les traitements de recuit simple, recommandés pour différents alliages, sont indiqués au tableau 9.11. Le recuit simple confère généralement à l’alliage un ensemble optimal de propriétés à la température ambiante. Cependant, pour obtenir les meilleures propriétés de résistance au fluage avec les alliages quasi α, on a en général recours à des recuits multiples. Le double recuit consiste en un chauffage de courte durée dans le haut du domaine α + β (de 25 à 50 °C au-dessous du point de transformation), suivi d’un traitement dit de stabilisation plus long et à température moins élevée de 480 à 750 °C environ. Dans la majorité des cas, les caractéristiques de l’alliage restent stables pour des températures d’emploi inférieures d’au moins 50 °C à la température du dernier traitement subi.

Sur-revenu Parfois, on peut être amené à limiter la température de recuit, tout en souhaitant un adoucissement maximal : par exemple, pour éviter l’oxydation sur pièces finies, ou pour conserver une répartition fine et homogène de précipités sur alliages α + β eutectoïdes. 516



Tableau 9.11 – Traitements de recuit des alliages de titane.

Titane peu allié

Température Temps (°C) (h)

Recuit complet Température (°C) ≈ 700 540 à 815

Titane commercialement pur

415 à 400 470 à 500

7à8 2à4

Ti-Pd (0,15 à 0,20 %)

525 à 540

1/2 à 1

Ti-Cu (2 à 2,5 %)

580 à 610

1

675 à 785

1/2 à 2

TA5E (Ti-5Al-2,5Sn)

530 à 650

1/4 à 6

700 à 910

1/4 à 4

TA6ZD (Ti-685) (Ti-6Al-5Zr-0,5Mo-0,2Si)

550 à 600

4à8

Ti-5621S (Ti-5Al-6Sn2Zr-1Mo-Si) TA8DV (Ti-8Al-1Mo-1V)

non précisé 580 à 610 ≈ 790

2 1/6 à 1/3

Alliage α

Double : 980

1/2

Recuit : + 600

2

760 à 790

1/4 à 8

Double : 900 à 1 010

1/3 à 1

Recuit : + 590 à 750

8

Double : 900 à 950

1/2 à 1

Recuit : + 600 à 790 900 Triple : + 790 Recuit : + 600

1/4 à 8

485 à 650

1à4

TA3V (Ti-3Al-2,5V)

375 à 650 480 à 640

1/2 à 3 1/2 à 50

650 à 760 690 à 870

1à3 1/4 à 8

TA6V (Ti-6Al-4V)

540 à 590 540 à 650

2à4 1/2 à 4

730 à 760

2

TA4DV (Ti-4Al-3Mo1V)

480 à 600

1/2 à 8

660 à 730

1à4

TA6VE (Ti-662) (Ti-6Al6V-2Sn-Cu-Fe)

540 à 650

1/2 à 4

700 à 820

1à8

Ti-8Mn βIII (Ti-11,5Mo-6Zr4,5Sn) TV13CA (Ti-13V-11Cr3Al

non précisé

480 à 600 480 à 600 720 à 730 480 à 640 760 à 790

1/2 à 2 8 1 à 5 min 1/2 à 60 1/4

C

1à8

Ti-6242 (Ti-6Al-2Sn4Zr-2Mo)

Ti-6246 (Ti-6Al-2Sn4Zr-6Mo)

Alliage β

2 1/4 à 4

Non utilisé (instabilité à chaud)

700 à 850

Alliage α + β

Temps (h)

Double : 820 à 870 Recuit : + 590 à 700 680 à 730 690 à 870 760 à 820


Détensionnement Alliage

1/2 1/4 2

1/2 à 1 1/4 à 8 1/2 à 1/2 1/10 à 2/3 1/10 à 1

517



On est alors conduit à pratiquer un sur-revenu. Il suffit d’attendre des temps très longs – dix fois plus longs que pour un revenu. Le sur-revenu est alors d’autant plus rapide que la température est élevée.

Traitements de durcissement (tableau 9.12) Mise en solution Tableau 9.12 – Mise en solution et revenu des alliages de titane. Chauffage avant trempe

Revenu

Alliage Température (°C) Temps (h) Température (°C) Temps (h)

Alliage α

Alliage α+β

Alliage β

≈ 1 050

1à3

≈ 550

24

Ti-6242 (Ti-6Al2Sn-4Zr-2Mo)

900 à 950

1à3

≈ 590

8

TA3V (Ti-3Al-2,5V) TA6V (Ti-6Al-4V)

875 à 925 900 à 970

1/4 à 1/3 1/6 à 1

480 à 510 480 0 à 560 570 à 700

2à8 4 à 12 2à4

TA4DV (Ti-4Al3Mo-1V)

930 à 970

1/6 à 2

480 0 à 520 580 à 620

2 à 12 1/2 à 6

TA6VE (Ti-662) (Ti-6Al-6V-2SnCu-Fe)

840 à 900

1/6 à 1

470 0 à 620 590 à 650

2à8 2à8

Ti-6246 (Ti-6Al2Sn-4Zr-6Mo)

840 à 930

1/4 à 1

570 0 à 620 650 à 700

2à8 1à4

βIII (Ti-11,5Mo6Zr-4,5Sn)

690 à 870

1/10 à 1

0≈ 480 ≈ 590

8 8

TV13CA (Ti-13V 11Cr-3Al)

760 à 820

1/6 à 1

0 à 540 440

2 à 60

TA6ZD (Ti-685) (TI-6Al-5Zr-0,5Mo0,2Si)

Le durcissement que l’on obtient lors du revenu dépend essentiellement de la quantité et de l’instabilité des phases β et/ou α’ présentes après trempe. Pour un alliage donné, le durcissement est donc fonction du cycle thermique suivi, c’est-à-dire, d’une part du temps et de la température de maintien avant trempe, d’autre part de la cinétique de refroidissement. Celle-ci dépend à son tour de la taille et de la forme des produits à tremper et du mode de trempe utilisé : fluide de refroidissement, temps morts, agitation, ... Plusieurs paramètres doivent ainsi faire l’objet d’un choix : – les conditions de mise en solution : température, temps ; – la cinétique de refroidissement : milieu de trempe et temps de transfert. De façon générale, les conditions opératoires sont fixées empiriquement en fonction des caractéristiques désirées à l’état final. Remarquons toutefois que, toutes proportions gardées, l’augmentation de la température de trempe conduit à un accroissement de la 518



dureté à l’état traité, associé à une diminution corrélative de la ductilité. On note pour l’alliage TA6 V, une baisse importante de la limite d’élasticité vers 820 à 840 °C, qui correspondrait ,, à l’apparition d’une martensite tétragonale (phase α ), très délicate à mettre en évidence avec certitude. Cette chute de résistance disparaît après précipitation de la phase α. Le temps de maintien est principalement fixé par la taille et la forme des produits à tremper, et peut varier de quelques minutes pour les tôles à quelques heures pour les barres et pièces de forte section. La trempe doit être effectuée sur un produit dont la température est homogène. On peut compter, en moyenne, une minute de maintien par millimètre d’épaisseur. La cinétique de refroidissement a une influence d’autant plus marquée sur les propriétés finales que la trempabilité de la nuance est plus faible, c’est-à-dire que sa teneur en éléments bêtagènes est plus basse.


La trempabilité des alliages de titane n’étant pas excellente, on recherche donc, la plupart du temps, une trempe rapide et énergique ; le temps de transfert entre le four et le milieu de trempe doit être aussi faible que possible, et plus le produit sera gros (et son inertie thermique élevée), plus la tolérance sera grande. Le milieu de trempe doit avoir un grand pouvoir refroidissant – eau en général.

Revenu (vieillissement)

Le revenu des phases α’ et/ou βm entraîne un durcissement important par formation de phase α finement dispersée dans une matrice enrichie en éléments bêtagènes β métastable ou α’ → α + β équilibre. Le vieillissement des alliages de titane se distingue donc assez nettement de celui des alliages à durcissement par précipitation, en ce sens qu’il n’y a pas de précipités durcissants, mais simplement modification de la morphologie, de la répartition, de la composition et de la quantité des phases en présence, comparativement à l’état recuit. On perçoit alors les très nombreux développements envisageables. Le durcissement, dû au revenu, est en définitive fonction, de façon assez complexe, des facteurs suivants : – de la stabilité de la phase β, liée à la composition de l’alliage, mais aussi à la température de maintien avant trempe (domaine α + β) ; – de la cinétique de trempe qui va jouer sur la proportion de phase β métastable et de phase α’ ; – des conditions de revenu, agissant sur la dernière étape du durcissement.

Dans le cas de produits de forte section, on a tenté, par divers moyens, d’accroître la dureté des pièces. En effet, la vitesse de refroidissement après mise en solution est alors assez faible et on ne peut espérer atteindre de fortes duretés. Pour pallier la médiocre trempabilité des alliages de titane, on a mis au point un traitement particulier qui met en valeur les possibilités d’autorevenu des phases β relativement stabilisées : la trempe douce. Exemple : dans le cas de l’alliage TA6VE (Ti-662), elle consiste en un maintien à 860 °C, suivi d’un refroidissement contrôlé (50 à 150 °C/h) jusqu’à 700 °C, d’un arrêt à l’air et d’un revenu de 4 h à 450 °C. Caractéristiques de la trempe douce La trempe douce confère en quelque sorte à l’alliage une trempabilité apparente élevée par le fait du mécanisme métallurgique suivant : pendant le refroidissement lent, la phase β, initialement présente en quantité assez importante, rejette de la phase α secondaire en s’enrichissant en éléments bêtagènes ; cet enrichissement et la quantité de phase β résiduelle sont relative-

519



ment indépendants de la taille du produit, du fait de la cinétique très lente mise en jeu. Le revenu se traduit alors par une fine précipitation de phase α dans la phase β enrichie. En plus de l’homogénéité des caractéristiques mécaniques de traction, la trempe douce procure un compromis très favorable entre le niveau de résistance et la ténacité (Klc), et supprime les difficultés liées à la distorsion des produits trempés à l’eau.

Durcissement par précipitation Nous prendrons ici ce terme dans son sens restrictif de durcissement par précipitation de composé intermétallique. Au sens large, en effet, il résulte, de tout ce qui précède, que le durcissement des alliages de titane a pour base une précipitation de phase α. – Cas de l’alliage TU2 (2,5 % de cuivre) : il est traité dans le domaine biphasé (805 °C) de façon à obtenir une phase β très minoritaire ; une trempe très énergique maintient la phase α sursaturée en cuivre, mais n’empêche pas la précipitation durcissante de Ti2Cu dans la phase β très riche en cuivre. Un premier revenu (à 400 °C pendant 24 h) produit dans la phase α une fine germination de précipités qui grossiront au cours du deuxième revenu (à 475 °C pendant 8 h). On passe ainsi d’une charge de rupture de 600 MPa (et un allongement de 38 %) à l’état recuit à une charge de rupture de 720 MPa (et un allongement de 31 %) après traitement. – Cas des alliages résistants au fluage : l’addition de faibles quantités de silicium (moins de 0,5 %), le plus souvent associée à une mise en solution dans le domaine β (ou dans le haut du domaine α + β), augmente considérablement la résistance au fluage des alliages (ou – presque ) durcis en solutions solides par l’aluminium, l’étain et/ou le zirconium : gain de 50 à 100 °C pour les températures de service. La responsabilité en est attribuée à une fine précipitation de siliciures de titane (ou mixtes titane/zirconium)

Traitement visant à améliorer une propriété spécifique Nous avons vu que les alliages de titane sont soumis, comme tous les métaux, à l’antinomie dureté/ténacité. Nous avons vu aussi (voir tableau 9.10) comment améliorer par traitement thermomécanique un compromis qui, cependant, peut être plus ou moins à l’avantage de telle ou telle propriété, selon le traitement thermique mis en œuvre, comme le montrent les quelques exemples suivants.

Ténacité C’est le premier critère à prendre en compte car il évolue, globalement, à l’inverse de la résistance. Ainsi, le facteur d’intensité de contrainte KIc peut être relié à la charge de rupture. Une analyse plus fine permet de mettre en évidence l’effet de certains paramètres de traitement thermique sur la ténacité. Globalement, la structure aiguillée (phase β transformée) est favorable, d’autant plus que la phase α primaire est en faible quantité : il est probable que la propagation des fissures est gênée par la juxtaposition des plaquettes α. À côté de la trempe depuis le domaine β, excellente en ténacité mais rejetée par manque d’allongement à rupture, il faut citer le recuit de recristallisation (haut du domaine α + β) qui assure un bon compromis. De même, les recuits multiples améliorent la ténacité, sans adoucissement notable, par la stabilisation de la phase β qu’ils entraînent.

Résistance à la fatigue Ce cas est plus complexe que le précédent car il fait intervenir les facteurs suivants : – la résistance à l’amorçage de la fissure, qui met en jeu l’état de surface et d’éventuels traitements superficiels en plus de la qualité propre du métal ; – la résistance à la propagation lente des criques, qui se rapproche de la ténacité (résistance à la propagation brutale) étudiée précédemment ; – la nature du cycle imposé : nombre et forme des cycles. 520



Sans entrer dans le détail, qui d’ailleurs fait encore l’objet d’études approfondies, on peut dire que : – pour la fatigue vibratoire, la propagation est prépondérante : on se rapprochera des structures à haute ténacité ; – s’il s’y superpose un effet palier (maintien de la charge au cours de chaque cycle), on aura intérêt, en plus, à favoriser la résistance au fluage ; – pour la fatigue oligocyclique, l’amorçage est le facteur important : il faut alors rechercher des structures α + β stables, très tortueuses et à grains très fins. On améliore l’amorçage exclusivement par une gamme thermomécanique appropriée : elle doit se terminer par une déformation à la plus basse température possible (il faut cependant tenir compte des risques de criques), suivie d’un recuit classique.


Fluage

Pour cette propriété, on conseille généralement un traitement en phase β (ou dans le haut du domaine α + β), dans les deux buts suivants :

– obtenir une structure entièrement (ou essentiellement) aiguillée, plus résistante au fluage ; – permettre la mise en solution de la quantité maximale de silicium qui améliore la résistance au fluage (dans le cas des alliages au silicium). Il faut signaler ici le problème de la stabilité à chaud des alliages de titane, qui sera abordé plus loin.

Corrosion sous contrainte Les risques de corrosion sous contrainte apparaissent dans les alliages de titane : – à froid dans l’eau de mer, en présence d’entailles aigues seulement ; – dans certains milieux particuliers, tel le méthanol anhydre ; – à chaud, en présence de NaCl fondu. Les critères de résistance suivants sont globalement proches de ceux qui améliorent la ténacité : – les structures α sont sensibles à la corrosion sous contrainte ; – les structures β ou α’ ont une bonne résistance ; – les alliages α – β ont une sensibilité croissante avec la teneur en aluminium, contrecarrée par l’addition d’éléments bêtagènes.

Usure et grippage Jusqu’à ce jour, aucune solution satisfaisante n’a encore été mise au point. On a essayé principalement l’oxydation, la nitruration, un peu moins la boruration et la carburation. On se heurte à de nombreuses difficultés technologiques de réalisation et d’adhérence. Il faut ajouter que les traitements de surface du titane, modifiant la nature ou la structure de la surface, ne sont à employer qu’avec la plus grande prudence et qu’après une étude approfondie de leur influence : ils ont en général un effet néfaste plus ou moins prononcé sur la résistance à la fatigue.

Traitements sur pièces moulées Sur pièces de fonderie, la structure est aiguillée et le restera au cours des traitements ultérieurs. On peut appliquer tous les cycles décrits précédemment, avec cependant une réponse qui peut être légèrement différente, du fait de la structure. Signalons un cas particulier de traitement thermomécanique spécifique des pièces moulées : la compression isostatique à haute température, qui permet, par fluage, de 521



ressouder les porosités internes, ce qui améliore fortement les caractéristiques d’emploi, fatigue principalement, de ces produits.

Traitements après soudage

Les alliages α, qui ne répondent pas aux traitements thermiques, sont soudables par tous les procédés courants, sans précautions particulières autres que leur protection contre la contamination par l’air ou les gaz utilisés.

Le soudage des alliages + est plus délicat, car cette opération introduit localement un traitement thermique, promoteur de réactions complexes de mise en solution et/ou de vieillissement. Le comportement observé est donc assez variable, suivant le mode de soudage et la nature de l’alliage. En effet, la fusion conduit à des structures aciculaires que l’on ne pourra pas faire évoluer et qui peuvent avoir une ductilité médiocre : gros grains et/ou précipitations de phase ω. Pour les alliages α + β faiblement stabilisés, soudés en faible épaisseur, la soudure est cependant ductile. Seuls les traitements de détente sont effectués après soudage, sauf pour les alliages β où l’on a intérêt à pratiquer la trempe sur la pièce soudée.

Précautions à prendre Au cours de tous les traitements thermiques précités, il convient de garder présent à l’esprit les problèmes suivants : – par dilatation couplée à un éventuel effet de texture, les pièces peuvent être distordues après traitement : on aura alors recours au dressage (barres, fils) et au planage (tôles, feuillards) à chaud. On peut utiliser un four pour le recuit puis pour la mise en solution des produits longs ou à la trempe au défilé sur les deux faces de tôles ; on peut aussi brider les pièces dans un montage rigide lors du revenu ; – il est aussi possible de contaminer les pièces par oxydation à l’air (couche à éliminer par usinage mécanique ou chimique, voir paragraphe D) et par absorption d’hydrogène pouvant donner lieu à la précipitation d’hydrures fragilisants ; on peut utiliser, pour éliminer l’hydrogène, un dégazage à chaud sous vide ; – on peut fragiliser par précipitation de phase α2 ou ω ; ce problème se règle en ajustant les compositions chimiques (aluminium < 8 % par exemple pour éviter la phase α2) ou le traitement thermique – trempe pour éviter la phase ω athermique, ou revenu à haute température pour éviter la phase ω isotherme. Il est préférable d’utiliser les fours électriques qui empêchent les contaminations par l’hydrogène. Les milieux de trempe les plus utilisés sont l’eau (trempe énergique) ou l’air (trempe lente) ; on peut aussi choisir l’huile (trempe intermédiaire) ou l’immersion dans un bac de vermiculite (trempe très lente).

9.3.4 Traitements de finition

Décapage

C’est une procédure similaire à celle des autres alliages. Elle vise en général à retirer sur le semi-produit, ou la pièce finie, la couche superficielle contaminée. Les couches d’oxyde doivent subir une action mécanique : meulage, brossage, sablage, avant attaque chimique – dans un acide. Le meulage est effectué sur de grosses pièces. Il peut se faire à sec avec des vitesses linéaires inférieures à 8 m/s mais attention au caractère pyrophorique des fines de 522



titane : elles peuvent très bien s’enflammer spontanément ! Il vaut mieux l’effectuer avec une solution lubrifiante à 5 % d’orthophosphate de potassium. Le sablage par des particules de zircone (coupe granulo-métrique 600 mélangée à 40 % d’eau sous 34 kPa) permet d’atteindre une vitesse de décapage de 50 min/m2. Les graisses et autres produits de lubrification de mise en forme à froid sont dissous par immersion dans des produits alcalins ou caustiques, ou encore par des détergents. Le décapage en bain de sel se fait à chaud, entre 350 et 500 °C. Les solutions aqueuses caustiques à 40-50 % de soude s’utilisent vers le point d’ébullition (125 °C) du mélange ; il faudra prendre garde aux émanations nocives. On peut adjoindre au mélange d’autres éléments comme, par exemple, dans le cas suivant : 50 % de NaOH + 10 % de pentahydrate de sulfate de cuivre (CuSO4 (H2O) + 40 % d’eau à 105 °C. Ces solutions aqueuses caustiques peuvent aussi retirer les couches d’oxyde de faible épaisseur (présentes après un traitement à basse température) qui ternissent l’aspect de surface. Les bains d’acides sont en général des mélanges fluonitriques à froid ; on prendra garde de réduire le temps d’immersion au minimum pour éviter l’absorption massive d’hydrogène. Des exemples typiques sont donnés dans le tableau 9.13.


C

Tableau 9.13 – Quelques conditions de décapage et d’absorption d’hydrogène à 20 °C.

Alliage

/ /

Température de formation de la couche d’oxyde (°C)

Immersion en bain de sel à 205 °C (min)

Rinçage en bain à 30 % de H2SO4 (min)

Rinçage en bain à 30 % de HNO3 + 3 % de HF (s)

!" # $ % & '() * +) % & % & , , , - .

Usinage Il inclut les opérations de tournage, perçage, fraisage, coupage… Pour un usinage optimal, il faut connaître le compromis entre la nature de l’outil, sa durée de vie et les lubrifiants.

523



Le tableau 9.14 et les figures 9.2 et 9.3 donnent des exemples pratiques d’usinage. Les principes simples suivants ont été établis : – utiliser des vitesses de coupe faibles : on évite ainsi l’auto-échauffement pouvant amener des modifications microstructurales (passer de 4 à 46 m/min résulte d’une élévation de 425 à 925 °C) ; – maintenir des avances élevées : cela n’a que peu d’influence sur l’auto-échauffement (passer de 0,05 à 0,51 mm/t n’accroît que de 150 °C la température) ; – utiliser des lubrifiants (voir figure 9.3) ; – ne jamais s’arrêter lorsque la pièce et l’outil sont en contact ; – remplacer l’outil dès que des risques d’usure apparaissent. Tableau 9.14 – Alliage TA6V : exemple de conditions d’usinage.

Outil

Vitesse de coupe (m/min)

Avance

Profondeur de passe (mm)

Dégrossissage au tour

C-2

40

0,2 mm/t

6

Finition au tour

C-2 C-2

60 80

0,15 à 0,2 mm/t 0,15 à 0,2 mm/t

0,25 à 0,75 0,25 à 0,75

M42-HSS

1,5

0,075 mm/dent Axiale : 3 Radiale : jusqu’aux 2/3 du diamètre de la fraise

C-10

60

0,15 mm/dent

Axiale : 4-5 Radiale jusqu’aux 2/3 du diamètre de la fraise

M42-HSS

0,8

0,15 mm/t

–

C-2

10

0,10 mm/t

Opération

Fraisage (20-25 mm de Ø)

Perçage (Ø 6-12 mm)

524


35

Durée de vie du foret (nombre de trous)

Durée de vie de l'outil (min)


30

25

+

20 15 10

+ +

5

0,23 mm/t

0,38 mm/t

1)

0

30

40

50

60

70

Foret Ø 6,4 mm M-7 HSS 300 250

Huile chlorée

200 150 100

Émulsion chimique 1 pour 15

Huile lourde soluble 1 pour 15

50

0,13 mm/t

80 90 100 Vitesse de coupe (m/min)

350

2)

0

+ 10

12

14

16

18

20

22

24

26

28 30 32 34 36 Vitesse de coupe (m/min)


Figure 9.2 et 9.3 – 1) Tournage de l’alliage TA6 V – traité à 388 HB – Effet de l’outil C-2 (883) sur la vitesse de coupe et l’avance. 2) Perçage de l’alliage TA6 V – traité à 375 HB – Effet de la vitesse de coupe et du lubrifiant.

Soudage Les alliages de titane se soudent par les procédés conventionnels suivants : – Soudage à l’état liquide, pour les procédés : • Tig ; • Mig ; • plasma (Paw) ; • faisceau d’électrons (Ebw) ; • laser (Lbw) ; • spot ; – Soudage à l’état solide : par diffusion (Db). – Brasage.

Soudage à l’état liquide Les techniques les plus employées sont les procédés Tig, Mig, plasma (Paw). Le soudage par faisceau d’électrons (Ebw) est aussi utilisé en aéronautique pour les disques de moteur d’avion. La soudabilité des alliages de titane diminue quand on passe des alliages α aux alliages β : – les alliages quasi α sont soudés dans un état recuit ; – les alliages α + β sont soudés soit dans un état recuit, soit dans un état brut de mise en solution ; un traitement thermique à basse température permet alors un détensionnement de la soudure et un vieillissement de la matrice ; – les alliages quasi β et β sont aussi soudés dans leur état recuit ou brut de mise en solution ; la soudure est alors ductile mais peu résistante ; le vieillissement par revenu la rend en général très fragile. La technique Tig est la plus fréquemment utilisée, sauf quand on a affaire à des produits de section importante ; le soudage doit s’effectuer, si possible, à plat. La technique Mig convient pour des produits de plus de 3 mm d’épaisseur ; bien entendu, le métal d’apport est le même que celui de la matrice, sinon on s’expose, à plus ou moins longue échéance, à une fragilisation de la soudure au niveau de la zone affectée thermiquement (ZAT) : 525



– précipitation d’hydrures, provenant d’une diffusion de l’hydrogène induite par l’action du gradient de composition chimique matrice-soudure. Les métaux d’apport sont eux aussi normalisés et les recommandations de l’« american welding Society » (Aws) A5.16 peuvent être suivies. Les gaz protecteurs sont l’argon (Ar) et l’hélium (He) à haute pureté (minimum 99,985 %). Les parties à souder doivent être proprement nettoyées : 1 à 20 min dans 20-47 % de HNO3 + 2-4 % de HF. Le soudage plasma (Paw) est utilisé pour les sections importantes. Les conditions typiques de soudage sont indiquées dans le tableau 9.15.

Soudage à l’état solide Le besoin de réduire le poids et le coût des structures métalliques de l’aéronautique a conduit à l’accroissement de l’intérêt pour le soudage par diffusion et spécialement lorsque celui-ci peut être combiné avec la mise en forme superplastique, d’où un gain de temps. Tout d’abord, les deux surfaces étant mises en contact après décapage soigné, elles se déforment l’une contre l’autre par fluage. Ensuite, il y a diffusion de matière, et sous l’action de la pression appliquée, les porosités existantes dues aux aspérités de surface se ferment ; puis il y a recristallisation et migration des joints de grains. Avant mise en forme, en mettant sur les surfaces une barrière de diffusion (stop-off), on peut créer des structures en « nid d’abeille ».

9.3.5 Contrôles non destructifs Courants de Foucault, ressuage et contrôles aux ultrasons (Us) sont les techniques les plus classiques, applicables aux alliages de titane. Ce dernier est certainement le contrôle non destructif (Cnd Us) qui est le plus fréquemment utilisé. L’« European titanium producers technical Committee » (Ettc) a fixé les règles Cnd Us dans la publication Ettc, 7. On y définit : – les classes de produits concernés ; – la qualification du personnel ; – les méthodes de contrôle ; – les blocs étalons ; – les équipements de contrôle ; – l’état de surface et la forme du produit à contrôler ; – le déroulement du contrôle ; – les critères d’acceptation ; – le marquage ; – le rapport et le certificat de contrôle. Le danger qui guette les pièces de titane est la présence de microfissures, dont on suppose qu’elles ont la forme d’un disque plat (« penny shaped flaw »). Le Cnd Us permet un contrôle et une détection des défauts par rapport à un étalon trou à fond plat. Le tableau 9.16 montre les divers critères d’acceptation.

526

Soudure en «V»

Soudure en «U»

Soudure

Automatique

Manuelle

15

175

300 250 250 250

175 225 270

185

500

03

05 10 13

Courant (A)

Vitesse de déplacement (mm/min)

360 325

310

Épaisseur à souder (mm)

16 50

50

310

3 3 4

16

Soudure en «V»

Courant (A)

3 3 3

006,5 009,5 01300

Soudure en «U»

0– 0– 0 1,5 01,5 3

45 33

38

38

Voltage (V)

Procédé Mig

15 18 18

09 15 15 15 15

Ø de la buse (mm)

50 % He + 50 % Ar

Ar 75 % He + 25 % Ar 50 % He + 50 % Ar

Ar

Nature du gaz

400 650

–

–

Vitesse (mm/min)

275-320 300-350 325-425

20-35 85-140 170-215 190-235 220-280

Courant de soudage (A)


39

25 38 36

21

Voltage (V)

0,85 1000 1,15

0,50 0,50 0,70 0,70 0,70

tecteur (m3/h)

Débit de gaz pro-

Procédé plasma – Paw –

Ø métal d’apport (mm)


01,5 01,5 02,4 02,4 02,4

000,5 001,5 002,5 30 05

Soudure

Ø électrode de tungstène (mm)


Soudure

Procédé Tig

150 150 200 200 200 200 150 150

1 1 1 1 2 2 2 3

Débit gaz protecteur (m3/h) 1,7 1,7 1,7 1,7 1,7

Débit torche plasma (m3/h) 0,25 0,50 0,90 0,75 0,85

1,4 Chambre Argon

10

10

Débit Argon (Ar) 3 (m /h)

Vitesse (mm/min)

Nombre de passes

Tableau 9.15 – Conditions de soudage par les procédés Tig, Mig et plasma – Paw –. 9 • Titane et alliages de titane 9.3 Propriétés d’usage et mise en œuvre

C

527

528

0,8 0,8

Dq

1,6

1,2 1,2

Stq

Diamètre du Tfp (mm)

2,0

2,0 2,0

Naq

3,2

3,2

2,0

2,0

Naq

40 50

Dq

60

50

50

50

Dq

50

30

Stq

30 50

Stq

40

40

30

20

Naq

Naq

50

70

70

50

50

Stq

de l’écho de fond (%)

70

70

70

50

Naq

suivant accord avec le client

50

50

50

50

Dq

50 50 Atténuation

Pour les barres

50

20 30

Naq

50 50

Dq

50 50

Stq

Atténuation de l’écho de fond (%)

50 50

Naq

3 × Hvl 3 × Hvl

3 × Hvl 3 × Hvl

5 × Hvl

Stq 3 × Hvl 3 × Hvl

Dq 3 × Hvl 3 × Hvl

Naq

5 × Hvl 5 × Hvl

Naq

5 × Hvl

5 × Hvl

5 × Hvl

Discontinuités linéaires Longueur (en mm Hvl)

3 × Hvl 3 × Hvl

3 × Hvl 3 × Hvl

Stq

Dq

linéaires Longueur (en mm Hvl)

Discontinuités

5 × Hvl 5 × Hvl

3 × Hvl

Naq

Discontinuités linéaires Longueur (en mm Hvl)

3 × Hvl

Stq

suivant accord avec le client

Stq

Pour les couronnes et les disques Bruit de fond du Tfp (%)

60

60

60

40

Stq

du Tfp (%)

Bruit de fond

30

20

Naq

Atténuation de l’écho de fond (%)

Pour les plats – Tfp = Trou à fond plat – Bruit de fond du Tfp (%)

Dq = Disq quality Dq = Disq quality Stq = Standard quality Dq = Disq quality Naq = Non aerospace quality

> 10-50 > 50-100

Épaisseur (mm)

> 350

1,6

1,6

> 225-300

> 300-350

1,2

1,2

0,8

1,2

> 9-100

> 100-225

Stq

du Tfp (mm)

Billetes barres (mm)

Dq

Diamètre

2,0

2,0

Naq

Diamètre du Tfp (mm)

Diamètre

1,2

1,2

> 12-50

Stq

> 50-150

5-12

Épaisseur (mm)

Tableau 9.16 – Critères d’acceptation en ultrasons.

25

25

Naq

25

25

25

25

Stq

25

25

25

25

Naq

25 25

Dq

25 25

Stq

25 25

Naq

Discontinuités multiples Distance minimale des centres des réponses (mm)

25

25

25

25

Dq

Distance minimale des centres des réponses (mm)

Discontinuités multiples

25

25

Stq

Discontinuités multiples Distance minimale des centres des réponses (mm)

9 • Titane et alliages de titane 9.3 Propriétés d’usage et mise en œuvre


9.4 Applications

9.4 Applications 9.4.1 Choix par propriété spécifique Dans le tableau 9.17, nous avons retenu certains des alliages du tableau 431.3 1 et avons indiqué quelles étaient leurs propriétés mécaniques typiques. Quand cela a été possible, nous avons reporté les meilleures propriétés obtenues (champion data) et leur aptitude au soudage. Les alliages peuvent se regrouper autour des trois catégories suivantes : – alliages résistant à la corrosion : titane non allié, Ti-0,2 Pd, TA3 V, Ti-0,3 Mo-0,8 Ni, βC, β21S ; – alliages à caractéristiques mécaniques élevées : TA6 V, TA5E, IMI230, IMI367, 550, 662 Zr, 10-2-3, TV15CA, βC, β-CEZ, SP700, Ti17, TABDV, 685, TD5AC, Ti62222 ; – alliages résistant au fluage à haute température : IMI679, IMI829, IMI834, Ti1100, 6242, 6246, α2 et super α2.


C

De façon générale, la soudabilité des alliages est excellente pour les alliages α ou quasi α, bonne pour les alliages α + β et médiocre pour les alliages quasi β.

9.4.2 Limitations d’emploi En température, outre les propriétés intrinsèques de résistance mécanique, il faut prendre garde au fluage et à l’oxydation. Le tableau 9.17, par le biais de la température maximale d’utilisation (soit, dans presque tous les cas, température de tenue au fluage), permet de sélectionner la nuance. Pour une bonne tenue à l’oxydation, on préférera les alliages sans vanadium ou manganèse. D’autre part, si le titane pur est sujet à la corrosion caverneuse dans les solutions oxydantes ainsi qu’à la corrosion par piqûre quand la surface a été contaminée par des ions Fe, le titane non allié est en général exempt de corrosion sous contrainte, tandis qu’on rencontre des cas de corrosion sous contrainte pour des alliages contenant de l’aluminium, du silicium ; le molybdène et le vanadium ont plutôt un rôle bénéfique. Signalons des fragilisations solides-Ti ou liquides-Ti avec l’argent ou le cadmium. On peut augmenter la tenue à la corrosion en ajoutant des éléments qui : – accroissent le potentiel du titane et renforcent son caractère de cathode : Ti-0,2Pd ; – accroissent la stabilité thermodynamique : nickel, molybdène, vanadium ; – aident le titane à se passiver : le molybdène dans l’alliage Ti-0,3Mo-0,8Ni. Le titane et ses alliages peuvent être le siège de fragilisation à l’hydrogène, en cathode dans les solutions acides aqueuses 2 (cf. tableau) ou par maintien en température dans une atmosphère gazeuse contenant de l’hydrogène. Une protection cathodique dans le premier cas et l’utilisation d’atmosphère neutre (argon en général) ou du vide, dans le second cas, permettent de pallier cet effet. Dans les traitements thermiques à l’air, il faut noter que la couche d’oxyde qui se forme dès le début du maintien en température est une barrière très efficace contre l’absorption d’hydrogène. Enfin, il faut remarquer que l’absorption augmente quand on passe des alliages α aux alliages β ; cependant, la dégradation des propriétés mécaniques

1. Se reporter au paragraphe 9.1. 2. Se reporter au tableau 9.13.

529

530

TA5E

IMI 679

IMI 834

IMI 829

IMI 685

Ti1100

TA8DV

6242

TA3V

TA6V

IMI 550

11Sn-5Zr-2,5Al-1Mo

5,8Al-4Sn-3,5Zr-0,7Nb

5,5Al-3,5Sn-3,5Zr-1Nb

6Al-5Zr-0,5Mo-0,25Si

6Al-2,5Sn-4Zr-0,4Mo-0,4Si

8Al-1V-1Mo

6Al-2Sn-4Zr-2Mo

3Al-2,5V

6Al-4V

44Al-4Mo-2Sn

Ti-0,3Mo-0,8Ni (Astm grade 12)

5Al-2,5Sn

0,3Mo -0,8Ni

IMI 230

Ti-0,2Pd (Astm grade 7)

Pd 0,12-0,25

2,5Cu

T40 (Astm grade 2)

Nom usuel ou commercial

C < 0,1 Fe < 0,3 O < 0,25

Composition chimique (% en poids)

1 138

1 000

740

1 014

1 021

1 000

1 020

930

1 030

1 030

972

607

540

483

483

Rm

1 035

910

607

917

904

910

914

820

910

880

887

462

460

352

352

Rp0,2

12

18

17

18

19

08

11

09

06

08

16

22

16

28

28

A

Valeurs usuelles

–

–

–

–

–

15

22

15

15

30

–

–

–

–

–

Z

–

–

–

–

–

–

–

–

–

–

–

–

–

–

–

Rm

–

–

–

–

–

–

–

–

–

–

–

–

–

–

–

Rp0,2

–

–

–

–

–

–

–

–

–

–

–

–

–

–

–

A

Champion data

–

–

–

–

–

–

–

–

–

–

–

–

–

–

–

Z

–

250 °C

– – Bonne Bonne – Bonne Bonne Très bonne Bonne Bonne

– 600 °C 600 °C 520 °C 600 °C 430 °C 538 °C 250 °C 400 °C 400 °C

Bonne

Bonne

350 °C

–

Excellente

Excellente

Soudabilité

Ambiante

Ambiante

T maximale d’utilisation

Tableau 9.17 – Propriétés des alliages courants de titane (R en MPa – A ou Z en %).

Aubes, structure aéronautique

Disques, aubes structure aéronautique

Tubes aéronautiques

Disque, rouets

Disques et aubes

Disques moteur

Disques moteur

Disques moteur

Disques moteur

–

Structure aéronautique

Industrie chimique

Aubes, structure aéronautique

Industrie chimique

Industrie chimique

Utilisation

9 • Titane et alliages de titane 9.4 Applications

1 250

1 310 1 033 1 073 1 248

β-CEZ

Ti17

10-2-3

β21S

SP700

βC (ou 38644)

5Al-2Sn-4Mo-4Zr-2Cr-1Fe

5Al-2Sn-4Mo-2Zr-4Cr

10V-2Fe-3Al

15Mo-3Nb-3Al-0,2Si

4,5Al-3V-2Fe-2Mo

3Al-8V-6Cr-4Zr-4Mo

1 000

Super α2 25/10/3/1

25at%Al

724

Alpha two 24/11

24at%Al-11at%Nb

1 131

TV15CA (Ti-15-3)-

15V-3Al-3Cr-3Sn

1 172

1 000

TD5AC (Corona 5)

4,5Al-5Mo-1,5Cr

1 186

6246

1 050

1 207

1 090

1 000

Rm

793

586

1 035

1 152

1 023

965

1 228

1 104

1 150

850

1 090

1 000

1 155

1 021

900

Rp0,2

02

02

11

10

10

06

–

10

11

20

17

10

15

17

12

A

Valeurs usuelles

6Al-2Sn-4Zr-6Mo

Ti62222

662Zr

6Al-6V-2Sn-5Zr

6Al-2Zr-2Sn-2Mo-2Cr

662

IMI 367

Nom usuel ou commercial

6Al-6V-2Sn-0,6Fe-0,6Cu

6Al-7Nb

Composition chimique (% en poids)

–

–

–

–

–

–

–

35

30

30

–

–

41

–

35

Z

–

–

1 891

–

1 275

–

–

–

1 650

–

–

–

1 410

–

–

Rp0,2

–

–

8

–

–

–

–

–

7

–

–

–

4

–

–

A

–

–

–

–

–

–

–

–

15

–

–

–

05

–

–

Z

Disques , rouets, aubes, structure aéronautique Disques, aubes

Bonne

Bonne

450 °C

400 °C

700 °C

–

–

700 °C

Disques, rouets

Disques, rouets

Structure aéronautique, tubes

Médiocre

Ambiante




–

–


–

Ambiante

Ambiante

300 °C

Ambiante

–

Structure marine

Moyenne

Ambiante

Disques, rouets

–

450 °C


–

425 °C



Biomédical

Utilisation

–

–

–

Soudabilité

Ambiante

Ambiante

Ambiante

T maximale d’utilisation


–

–

1 998

–

1 410

–

–

–

1 700

–

–

–

1 482

–

–

Rm

Champion data

Tableau 9.17 – Suite 9 • Titane et alliages de titane 9.4 Applications

C

531


9.5 Alliages nouveaux

intervient pour de très faibles teneurs pour les alliages α (200 ppm pour l’alliage T40) et pour de plus fortes concentrations pour les alliages β (2 000 ppm pour l’alliage TV15CA dans son état vieilli, 15 000 ppm dans son état brut de mise en solution) ; de ce fait, un optimum existe vers les alliages α + β qui combinent cinétiques d’absorption lentes et dégradations limitées. Enfin, il faut prendre garde au feu titane qui impose de mettre en face des pièces tournantes en titane des matériaux différents (acier…), et à l’usure induite en petits débattements (fatigue, fretting), cause de rupture prématurée, pour laquelle les alliages quasi β présentent une moindre sensibilité que les alliages α + β.

9.4.3 Réglementation Nous ne rentrerons pas dans le détail des réglementations. L’ensemble des normes fournit déjà la base des règles et des pratiques industrielles. De plus, dans la relation client-fournisseur, viennent se greffer des clauses particulières : choix des matières premières, type et nombre de fusions, taux de recyclage, transformation, contrôles, états microstructuraux…

9.5 Alliages nouveaux 9.5.1 Alliages conventionnels Depuis cinq ans, on assiste à un déplacement des alliages α + β vers les alliages quasi β qui offrent : – une mise en forme meilleure à plus basse température (effet du transus β) ; – une meilleure réponse aux traitements thermiques ; – des compromis résistance-ductilité-ténacité-fatigue améliorés. Parmi eux nous citerons : – l’alliage Timétal 21S résistant à la corrosion, pouvant servir de matrice pour les composites et ayant de bonnes propriétés aux températures moyennes (commercialisé par Timet) ; – l’alliage Timétal 125 à hautes caractéristiques pour la boulonnerie (commercialisé par Timet) ; – l’alliage Timétal 825 économique où les 4 % de vanadium de l’alliage TA6 V sont remplacés par 2 % de fer (commercialisé par Timet) ; – l’alliage Timétal LCB (Low Cost Beta) de type β métastable allié avec du ferro-molybdène, donc de coût relativement bas ; – l’alliage β-CEZ, alliage multifonctionnel à très haut compromis résistance-ductilitéténacité et résistant au fluage aux températures intermédiaires (commercialisé par TimetSavoie) ; – l’alliage SP 700, alliage à hautes caractéristiques superplastiques à 780 °C (commercialisé par Oremet sous licence Nkk).

532



9.5.2 Alliages intermétalliques Ils sont basés sur des compositions voisines de l’alliage Ti3Al (α2) ou TiAl. À température ambiante, ils se caractérisent par des ductilités quasi nulles : 2 % au maximum. Par contre, ils sont susceptibles de résister aux très hautes températures : aux environs de 600 °C pour ceux du type α2, 800 °C pour ceux du type γ. Les seules nuances commercialisées le sont par Timet et ont pour désignation : α2 24/11 et super α2 25/10/3/1 qui est une amélioration du précédent.



9.6.1 Types et formes des produits commercialisés Deux tiers du marché consistent en des barres forgées ou laminées, les diamètres étant compris entre quelques mm (4-6) et 350 mm. Le tiers restant se présente sous forme de tôles de quelques cm (tôles fortes) à quelques mm (tôles fines pour la chimie ou la superplasticité) en largeurs comprises entre 600 et 2 000 mm. À noter que la Cei propose aussi des profilés.

9.6.2 Délais de fourniture-Quantités Les délais habituels de douze à seize semaines à réception de la commande sont en général demandés par les élaborateurs. De petites quantités en séries peuvent être achetées sur magasin des fournisseurs. La taille des lingots standards est 5, voire 7 t.

9.6.3 Réseaux de distribution-Fournisseurs Pour la France, on pourra déjà contacter les services commerciaux de Timet-Savoie. Dans le cas où la nuance choisie ou la formule de produit n’est pas disponible, on pourra contacter le « Titanium information group e/o Inco engineered alloys ».

9.6.4 Recyclage Compte tenu de la cherté du matériau, l’industrie du titane recycle au maximum ses déchets : chutes massives, tournure d’usinage... Les chutes massives sont retournées par les utilisateurs à l’élaborateur qui, par la traçabilité des produits, coulée par coulée, lot par lot, est capable de les réutiliser telles quelles. Les tournures d’usinage sont concassées puis broyées et enfin sélectionnées sur des lignes de tri afin d’éliminer les inclusions dures (débris d’outil) de type carbure de tungstène.

9.7 Renseignements pratiques 9.7.1 Adresses utiles Timet-Savoie Avenue Paul-Girod 73400 UGINE 533



Tél. : 04 79 89 73 00 Fax : 04 79 89 57 24 Services commerciaux Tél. : 01 34 41 63 64 Fax : 01 34 41 63 60 Titanium information group e/o Inco engineered alloys 28-30, Derby Road MELHOURNE Derbvshire DE 7 1 FEUK Tél. : 00 44 332 86 49 00 Fax : 00 44 332 86 48 88 Titanium development association (Tda) 4141 Araphoe avenue, Suite 100 BOULDER Co, 80303 États-Unis Tél. : 00 1 303 443 75 15 Fax : 00 1 303 444 50 85. Cette association commercialise une disquette 3,5 pouces sur le titane et ses alliages pour le prix d’environ 5 US $.

9.7.2 Référence Nous conseillons de plus la lecture des ouvrages suivants : DONACHIE M.J., – Titanium : a technical Guide. Donachie Jr Ed., Asm international, 1988. Proceedings 7th World conference on titanium. Proceedings international conference on titanium products and applications. Tda Eds, 1986 (2 volumes). Proceedings international conference on titanium products and applications. Tda Eds, 1990 (2 volumes). β−Titanium alloys in the 90’s, EYLON, BOYER, KOSS Eds, TMS, 1993. Aime, 1984.

534

10.1 Définitions


10 • NICKEL ET ALLIAGES BASE NICKEL-SUPERALLIAGES


Paul Blanchard

10.1 Définitions Ce chapitre concerne les alliages à base de nickel et, par extension, les alliages à base fer-nickel et à base cobalt résistant à des sollicitations sévères. Mis à part le cas du nickel peu allié et des alliages nickel-cuivre, on emploie en général pour ces alliages le terme de superalliages. Les deux types de sollicitations suivantes sont à considérer : • La corrosion humide. On parle alors, d’une part du nickel et des alliages nickel-cuivre, et d’autre part du prolongement de la famille des aciers inoxydables vers des nuances plus riches en nickel, et donc moins riches en fer, mais aussi plus riches en d’autres éléments comme le molybdène, qui augmentent la résistance à la corrosion de ces alliages. Un premier exemple de nuance peut représenter cette famille d’alliages telle la nuance 625, dont la composition nominale est la suivante : Ni : 62 % – Cr : 21 % – Fe : 5 % – Mo : 9 % – Nb + Ta : 3,65 %. • L’action conjuguée d’une haute température (plus de 550 °C), et de contraintes mécaniques suffisamment élevées peut poser des problèmes de résistance au fluage. Ces conditions d’emploi, dans l’air ou dans d’autres atmosphères comme, par exemple, les gaz de combustion des hydrocarbures, s’accompagnent en général d’une agression chimique de la surface des produits, c’est-à-dire de corrosion sèche dont l’oxydation est l’exemple le plus fréquent. Dans le cas de produits résistant à ce dernier type de sollicitations, on emploie indifféremment les termes de superalliages ou d’alliages superréfractaires. Il s’agit le plus souvent d’alliages à base nickel-chrome mais aussi à base fer-nickel-chrome et, plus rarement, à base cobalt-chrome. Les nuances à base fer-nickel-chrome constituent un prolongement de la famille des aciers réfractaires. Par ailleurs, en plus de la résistance aux sollicitations que nous venons d’envisager, on demande à certains produits des caractéristiques physiques particulières comme l’amagnétisme. Mais c’est surtout les deux grands groupes de sollicitations que nous venons de mentionner qui caractérisent l’emploi des superalliages.

10.2 Classement – Nuances principales Comme on le verra plus loin, les méthodes d’élaboration et de transformation des superalliages sont non seulement variées mais dépendent aussi de leur domaine d’application. 535



Il est donc nécessaire de les classer en tenant compte d’une part de leur composition, et d’autre part de leur méthode de fabrication.

10.2.1 Compositions On retrouve deux familles principales correspondant respectivement à la résistance à la corrosion humide et à la résistance à chaud. Certaines nuances ont à la fois une résistance élevée à la corrosion humide et une bonne résistance à chaud ; pour la clarté de l’exposé, nous les classerons dans une troisième famille. Enfin nous présenterons une quatrième famille regroupant les nuances comportant des caractéristiques physiques spéciales.

Alliages résistant à la corrosion humide Nickel et alliages nickel-cuivre Le tableau 10.1 donne la composition des principales nuances de nickel non allié et d’alliages nickel-cuivre à base de nickel. Ces dernières sont en général connues sous le nom de Monels, marque de la société Inco Alloys International.

Tableau 10.1 – Composition des principales nuances de nickel et alliages nickel-cuivre.

Nuance Nickel 2001 Nickel 2011 Monel 400a Monel R405a Monel K500a

Désignation Iso

C

Mn

Fe

Si

Cu

Ni

S

Ni99,01 Ni99,0 LC1 NiCu301 10 NiCu30Al3Ti1

< 0,15 < 0,02 < 0,3 1 < 0,3 1 < 0,25

< 0,31 < 0,3 1 63 > 63 > 63

< 0,01 < 0,01 < 0,025 0,025/0,06 < 0,01

(a) marque Inco.

Alliages à base fer-nickel-chrome Le tableau 10.2 donne la composition de nuances typiques dérivées de la nuance X1 NiCrMoCu25-20-5. Par rapport aux aciers inoxydables, elles sont caractérisées par des teneurs en chrome du même ordre, des teneurs en nickel plus élevées – 16 à 32 % –, des additions plus importantes en molybdène et en cuivre, et aussi des additions d’azote qui ont pour but d’augmenter la résistance mécanique.

Alliages à base nickel-chrome Le tableau 10.3 présente les principales nuances à base nickel-chrome qui sont connues notamment sous les noms de marques : Inconel (Inco) et Hastelloys (Haynes international) ; ces deux marques représentant d’ailleurs de très nombreuses nuances dont des alliages superréfractaires utilisés à haute température. À part la nuance NiMo28, qui n’est pas à proprement parler inoxydable mais à un domaine d’emplois voisin de celui des autres nuances, ces alliages contiennent tous une teneur en chrome du même ordre que celle des aciers inoxydables. 536



Tableau 10.2 – Nuances à base fer-nickel-chrome résistant à la corrosion sévère et dérivées de la nuance ZI NCDU25-20 (X1 NiCrMoCu25-20-4-2) – D’après M. Rouby, Les aciers inoxydables, chapitre 26. Les Éditions de Physique, 1990. Désignation Afnor Norme européenne

Autres éléments

C

Mn

Si

Ni

Cr

Mo

Cu

X1 NiCrMoCu25-20-5

< 0,02

QE22). – Convient en moulage sous pression. – Résistance à la corrosion améliorée.

0,4 min 1,5/2,0 0,4 min 2,0/2,5

–

–

1,8

–

1

–

T5

– Convient en moulage sable. – Caractéristiques mécaniques élevées. – Permet de réaliser des pièces fortement sollicitées aux efforts mécaniques et écarts de températures cycliques.

–

–

–

–

0,6

2,6/3,1

T6

– Contient aussi du gadolinium (de 1 % à 1,7 %). – Température d’utilisation jusqu’à 200 °C. – Excellente tenue à la corrosion et bonne moulabilité.

T5 = Alliage refroidi après transformation à chaud + revenu à 345 °C. T6 = Mise en solution 8 h à 525 °C + trempe eau chaude ou glycol + revenu 16 h à 250 °C.

Ces alliages sont souvent utilisés en fonderie sous pression avec toutefois une addition d’environ 0,001 % en masse de béryllium pour diminuer l’oxydation du métal liquide. Les derniers alliages développés (GA6Z1, GA9Z1, …) diffèrent au niveau de leur composition des alliages classiques (GA8, GA9, …) par leur taux d’impuretés très bas qui leur confère une résistance à la corrosion améliorée. 688



L’ajout d’aluminium améliore le durcissement structural et la ductilité. Il permet d’augmenter la coulabilité et les caractéristiques mécaniques.

Alliages binaires Mg-Al Dans les alliages binaires magnésium-aluminium, la solubilité maximale de l’aluminium dans le magnésium est obtenue à la température de 437 °C et correspond à une teneur en masse de 12,7 % d’aluminium. La solution solide α obtenue présente la même structure cristalline que le métal de base : hexagonale compacte. À la température ambiante, la solubilité est inférieure à 1 %. À cette température, et pour des teneurs massiques en aluminium comprises entre 1 et 43 %, l’alliage présente deux phases δ et γ à l’état d’équilibre ; cette dernière phase γ se forme autour du composé défini Mg17Al12 cristallisant selon le système cubique centré. La structure de ces alliages à l’état brut de coulée est constituée de dendrites de solution solide δ riche en magnésium ; ces dendrites sont accompagnées de cristaux γ (solution solide formée à partir de Mg17Al12).


C

Système binaire Mg-Zn

Dans le système binaire magnésium-zinc, la solubilité maximale du zinc dans le magnésium est observée à 342 °C pour une teneur de 6,2 % en zinc. À température ambiante la solubilité est inférieure à 2 %. Cette solution solide alpha est hexagonale compacte. Le zinc agit sur la ductilité et améliore légèrement la résistance à la corrosion. Il abaisse le point de fusion de l’alliage et améliore sa fluidité à l’état fondu. Il augmente toutefois la tendance à la microporosité de l’alliage et la crique à chaud (ce qui limite sa teneur à 3 %). La microstructure n’est que peu modifiée. Une phase ternaire apparaît quand le rapport Zn/Al est supérieur à 1/3, cette phase possède un large domaine de solubilité et correspond à un composé type Mg32 (AlZn) 49.

Addition de manganèse

L’addition de manganèse au système Mg-Al-Zn n’apporte pratiquement pas d’améliorations aux propriétés mécaniques. Il joue un rôle anti-corrosion. Il élimine l’effet nocif des impuretés comme le fer et le nickel, qui se combinent avec le magnésium pour former des composés intermétalliques constituant des microcathodes en présence d’un milieu corrosif. L’utilisation de l’ensemble de ces alliages reste limitée en température (au dessous de 120 °C). Le tableau 13.7 donne la liste des principaux alliages de magnésium de ce groupe.

13.3.2 Alliages de corroyage On peut distinguer six catégories d’alliages corroyés.

Alliages avec aluminium et zinc Ce groupe rassemble les alliages de magnésium les plus classiques. L’alliage GA3Z1B est la nuance la moins chargée et la plus utilisée dans l’industrie. D’autres nuances sont produites aujourd’hui telles que le GA6Z1, l’AZ80 et le ZE10. À titre expérimental, le laminage d’alliages aux terres rares tels que le WE43 ou l’Elektron 21 est en cours de développement. Ils possèdent des caractéristiques mécaniques moyennes et une bonne soudabilité. 689



Tableau 13.7 – Les principaux alliages de magnésium Mg-Al-Zn/Mn.

Composition chimique (% en poids) Alliage Al

Zn

GA4S1 3,5/5,0 0,12 max

GA8Z1 7,0/8,1

0,4/1,0

Mn

5,5/6,5

0,22

Traitement thermique

Remarques

0,2/0,5

0,5/1,5 de Si 0,4 autres

T4

– Convient à la coulée sous pression. – Emploi des pièces à des températures < 175 °C.

0,13

0,7

T4

– Convient au moulage en sable à la cire perdue en coquille par gravité et en coquille sous basse pression. – Prix de revient modéré. – Bonnes caractéristques à l’état trempé (bon allongement) et à l’état trempé + revenu (limite d’élasticité élevée).

0,1/1,1 selon le niveau de pureté de l’alliage (indice A à E)

T4 à T6

– Convient bien au moulage sous pression et en coquille, en sable et en cire perdue. Bonnes caractéristiques mécaniques. – Utilisable sans traitement thermique. – Bonne résistance à la déformation par choc.

0,2/0,8

T4

– Destiné à la coulée sous pression. – Bonnes caractéristiques d’allongement et de résistance aux chocs.

GA9Z1 8,3/9,7 0,35/1,0 0,13/0,15

GA6M

Impuretés Si, Fe, Cu, Ni

0,13/0,25

Des alliages plus chargés, comme GA6Z1 et GA8ZA, aux caractéristiques améliorées après revenu, se prêtent d’avantage aux transformations par filage ou filage et forgeage.

Alliages au manganèse Les propriétés durcissantes du manganèse ne sont guère importantes. Mais ces alliages conservent leur intérêt pour des applications électrochimiques (protection cathodique des aciers).

Alliages au zirconium sans thorium Le zirconium affine le grain. Les alliages à faible ou moyenne teneur en zinc sont utilisés pour le laminage. Ils ont une bonne aptitude à la déformation et une faible sensibilité au grossissement du grain. La nuance GZ4TR est aussi utilisée pour les produits filés ou forgés. Elle possède des propriétés mécaniques élevées qu’un traitement thermique de durcissement structural peut encore améliorer. 690



Alliages au thorium L’addition de thorium est compatible avec celle de zirconium. Elle est pratiquée dans le but d’améliorer la résistance à la déformation à chaud (effet augmenté par un traitement thermique approprié).

Alliages aux terres rares L’addition de terres rares a aussi pour but d’améliorer la résistance des alliages à la déformation à chaud.

Alliages au lithium Ces alliages présentent une grande capacité de déformation à froid et d’excellentes capacités de soudabilité, mais aussi de faibles caractéristiques mécaniques et une pauvre résistance à la corrosion.


Le tableau 13.8 donne la composition chimique et les principales utilisations sous forme de produit de quelques alliages de corroyage.

Tableau 13.8 – Les principaux alliages de magnésium de corroyage.

Compositions chimiques (% en poids) Produits Nuances

Barres

Mn

Th

Zn

Zr

TR

GA3Z1B

3,0

–

–

1,0

–

–

GA3Z1C

3,0

–

–

1,0

–

–

GA6Z1A GA7Z1A

6,5 8,5

– –

– –

1,0 0,5

– –

– –

– Filage ; forgeage ; traitement de revenu pour améliorer la résistance.

GZ5ZrA

–

–

–

5,5

0,45 mini

–

– Haute résistance. – Bonne ténacité.

ZK40A

–

–

–

4,0

0,45 mini

–

– Corroyage plus facile que ZK60A mais applications limitées pour tubes.

3,0

–

–

1,0

–

–

– Couramment utilisé. – Tenue en température jusqu’à 100 °C.

– –

– 0,45/1,1

2,5/4,0 1,5/2,5

0,3 –

0,4/1,0 –

– –

– Tenue en température jusqu’à 320 °C et 345 °C.

AZ80

3,0

0,3

–

1,0

–

–

GA3Z1A

– Bonne résistance en extrusion et bonne forgeabilité pour des formes simples. – Utilisé pour le forgeage au pilon.

Tôles GA3Z1B minces et épaisses HK31A HM21A

Forgés

Observations Al

– Couramment utilisé. – Bonne formabilité. – Caractéristiques moyennes version haute pureté.

3,0

–

–

1,0

–

–

HK31A

–

–

2,5/4,0

0,3

0,4/1,0

–

– Recommandé pour température élevée. – Facilement forgeable si bon maintien en température.

HM21A

–

0,45/1,1

1,5/2,5

–

–

–

– Pour anneaux roulés et forgeage en coquille. – Recommandé pour température élevée.

GA7Z1A

8,5

–

–

0,5

–

–

– Résistance mécanique. – Presse hydraulique uniquement.

GA6Z1A

6,5

–

–

1,0

–

–

– Excellentes caractéristiques sur presses hydrauliques (grandes pièces) et mécaniques (petites pièces).

GZ5Zr

–

–

–

5,5

0,45 mini

–

– Bonne forgeabilité.

WE43 WE54

Y=4 Y = 5,2

– –

– –

– –

0,5 0,5

3,0 3,5

ZK60

–

–

–

6,0

0,6

–

– Haute résistance à température élevée. – Bonne résistance en extrusion et bonne forgeabilité.

691

13.4 Normalisation


13.4 Normalisation 13.4.1 Correspondances entre désignations Les alliages de magnésium sont indifféremment désignés sous la norme française AFNOR ou américaine ASTM. Les tableaux 13.9 et 13.10 permettent de retrouver les principaux alliages sous les différentes appellations.

Tableau 13.9 – Équivalences entre les normes françaises et les normes américaines pour quelques alliages de moulage.

Désignation commerciale française

Norme Afnor (France)

Norme ASTM (États-Unis)

–

–

WE54

–

–

WE43

ZRE1

GTR3Z2

EZ33

RZ5

GZ4TR

ZE41

–

–

EQ21

MSR-B

GAg3TR2

QE22

–

GA4S1

AS41

–

–

ZC63

FT

GA8Z1

AZ81

F10

GA9Z1

AZ91

–

GZ5Zr

ZK51

TZ6

GZ6Th2

ZH62

–

GTh3Zr

HZ32

–

GA6M

AM60

13.4.2 Quelques normes Les principales normes françaises éditées par l’AFNOR et concernant le magnésium et ses alliages ont été rassemblées dans un recueil : NF A 65-700 (décembre 1982) – Le magnésium et ses alliages, caractéristiques, mise en œuvre, applications. La liste suivante donne un aperçu des normes concernant le magnésium.

Contrôle de la qualité des pièces, dimensionnement et tolérances – NF A 66-001 (1985) : Contrôle dimensionnel, – NF EN 12421 (1998) : Alliage de Mg pur non allié, tolérances chimiques, qualité et conformité. 692

13.4 Normalisation


Tableau 13.10 – Équivalences entre les normes françaises et les normes américaines pour quelques alliages de corroyage. Norme Afnor (France)

Norme ASTM (États-Unis)

–

–

ZC71

M1

GA6Z1

AZ61

–

GA7Z1

AZ80

–

–

ZK40

–

GZ5Zr

ZK60

–

–

HM21

–

–

HK31

F3

GA3Z1

AZ31


Désignation commerciale française

– NF A 65-717 (1981) : Demi-produits en alliage de magnésium. Composition et caractéristiques des produits laminés et produits filés d’usage courant. Désignations. – NF EN 2076 (1993) : Lingots et pièces moulées en alliages d’aluminium et magnésium. Spécifications techniques.

Tolérances dimensionnelles – NF – NF – NF – NF

A A A A

65-727 65-737 65-767 65-777

(1988) : (1988) : (1981) : (1988) :

Barres à section rectangulaire filées, Barres à section circulaires filées, Profilés en U, Tubes à section circulaire filés.

Exemple de normes pour des essais chimiques et mécaniques – NF A 06-602 (1984) : Analyse chimique du magnésium et alliages de magnésium, – NF A 57-705 (1984) : Pièces moulées sous pression en alliages de magnésium. Caractéristiques.

Réception des pièces

– NF A 00-501-3 (1991) : Produits de fonderie – Conditions générales de commandes et de fournitures – Partie 3 : Pièces moulées par gravité, basse pression et dépression, en alliages d’aluminium et en alliages de magnésium. – NF A 65-717 (1981) : Condition de réception des pièces en alliages de magnésium corroyées.

Normes européennes

– NF EN 1753 : Magnésium et alliages de magnésium. Lingots et pièces moulées en alliages de magnésium. – NF EN 1754 : Magnésium et alliages de magnésium. Anodes, lingots et pièces moulées en alliages de magnésium. Système de désignation. – NF EN 1559-5 : Fonderie - Conditions techniques de fourniture – Partie 5 : Spécifications complémentaires pour les pièces moulées en alliages de magnésium. 693



13.5 Propriétés d’usage 13.5.1 Alliages de moulage Le tableau 13.11 donne les caractéristiques physiques des principaux alliages de moulage. Le tableau 13.12, quant à lui, précise leurs caractéristiques mécaniques.

Tableau 13.11 – Caractéristiques physiques de quelques alliages de moulage.

Masse volumique (g/cm3) à 20 °C

Temp. du solidus (°C)

Temp. du liquidus (°C)

Coefficient de dilatation 20-200 °C (10-6 K-1)

Conductivté thermique à 20 °C (W/(m.K))

Résistivité électrique à 20 °C (10-8 Ω.m)

Chaleur spécifique 20-100 °C (J/(kg.K))

WE54

1,85

545

640

24,6

052,0

17,30

0 960

WE43

1,84

540

640

26,7

051,0

14,80

0 966

GTR3Z2

1,80

545

640

26,8

100,0

07,30

1 050

GZ4TR

1,84

510

640

27,1

109,0

06,80

0 960

EQ21

1,81

540

640

26,7

113,0

06,85

1 000

GAg3TR2

1,82

550

640

26,7

113,0

06,85

1 000

ZC63

1,87

510

635

27,0

123,0

05,40

0 960

GA8Z1

1,81

470

595

27,2

084,0

13,40

1 000

GA9Z1

1,83

490

610

27,0

084,0

14,10

1 000

GA6M

1,80

510

610

27,0

060,7

10,00

1 047

GA4S1

1,78

565

620

27,0

067,0

08,00

1 047

Alliage

Généralement les alliages de magnésium ont des caractéristiques mécaniques inférieures (ou équivalente, notamment en fatigue) à celles des alliages d’aluminium ou titane (tableau 13.13). Les tendances s’inversent à 150-200 °C surtout avec des alliages tels que le WE43 et le WE54 dont les caractéristiques mécaniques sont supérieures à celles de l’alliage d’aluminium AS7G0,6 et se rapprochent de celles de l’alliage de titane TA6V (figure 13.2). De plus, à ce niveau de température, les résistances mécaniques des alliages de magnésium ne sont pas affectées par le temps de maintien en température contrairement aux alliages d’aluminium.

13.5.2 Alliages de corroyage Les caractéristiques physiques des principaux alliages de corroyage sont rassemblées dans le tableau 13.14, leurs caractéristiques mécaniques dans le tableau 13.14.

13.5.3 Capacité d’amortissement La capacité d’amortissement d’un matériau est sa capacité de réduire les vibrations auxquelles il se trouve soumis. 694



Tableau 13.12 – Caractéristiques mécaniques de quelques alliages de moulage à température ambiante (valeurs minimales, issues des normes).

Alliage

État

Compression

Cisailli t

Fatigue1

Dureté Brinell

Module d’élast.

Rm (MPa)

R0,2 (MPa)

A (%)

RC (MPa)

R0,2 (MPa)

RCIS (MPa)

Avec entaille (Mpa)

Sans entaille (Mpa)

HB

(GPa)

–

–

95

80

44 44

WE54

Y23

255

185

2

410

170

WE43

Y23

220

172

2

323

187

–

–

85

80

GTR3Z2

Y25

140

95

3

320

100

140

50

70

55

44

GZ4TR

Y25

200

135

3

350

140

140

80

95

60

44

EQ21

Y23

240

175

2

345

180

–

65

100

80

45

GAg3TR2

Y23

240

175

2

345

180

–

65

100

80

45

ZC63

Y23

210

125

2

–

–

–

–

90

60

45

GA8Z1

Y30

170

190

2

300

100

130

–

70

60

44

GA9Z1

Y40

200

140

2

–

130

140

–

50

65

44

GA6M

Y40

250

130

6

–

130

–

–

50

–

45

GA4S1

Y40

230

135

6

–

140

–

–

50

–

45


Traction

(1) Fatigue : pour 5 x 107 cycles. Test type flexion rotative.

Tableau 13.13 – Caractéristiques mécaniques de quelques alliages de moulage à haute température.

Traction Alliage

GA8Z1

GZ4TR

GTR3Z2

Temp. (°C)

Rm (MPa)

R0,2 (MPa)

A (%) sur 50 mm


Fatigue sans entaille (MPa) 5 × 107 cycles

20

240

75

13

44,0

90

150

155

60

23

33,0

57

200

115

55

27

27,5

31

250

85

–

23

–

–

20

215

135

5

44,8

94

150

165

110

21

39,6

65

200

130

90

32

37,9

54

250

98

65

39

32,7

–

20

162

85

44,8

74

150

140

68

21

4,5

38,0

57

250

107

59

39

33,0

41

300

85

43

55

27,5

34

695



Contrainte (MPa)

Contrainte à rupture 250

Contrainte à rupture 250

200

200

Contrainte à 0,2 % d’allongement

150

Contrainte à 0,2 % d’allongement

150

100

60

50

40 Allongement

20 0

0 0

50

Allongement (%)

100

(a)

(WE54) 300

60

50

40 Allongement 0

100 150 200 250 300 Température (°C)

20 0

0 50

(b)

100 150 200 250 300 Température (°C)

Figure 13.2 – a) Effets de la température sur l’alliage WE43. b) Effets de la température sur l’alliage WE54. Source Mel.

Tableau 13.14 – Caractéristiques physiques de quelques alliages de corroyage.

Masse volumique (g/cm3) 20 °C

Temp. du solidus (°C)

Temp. du liquidus (°C)

Coefficient de dilatation (10-6 K-1) 20-200 °C

Conductivité thermique à (W/(m.K)) 20 °C

Résistivité électrique à (10-8 Ω.m) 20 °C

ZC71

1,87

455

635

26,0

123

5,4

960

GA6Z1

1,80

525

620

27,3

79

14,3

1 000

GA7Z1

1,80

490

610

26,0

78

14,5

1 050

GA3Z1

1,77

605

630

26,0

96

10,0

1 040

HM21

1,78

605

650

26,0

138

5,2

–

HK31

1,80

590

650

26,0

114

6,0

–

Alliage

696

Allongement (%)

Contrainte (MPa)

(WE43) 300

Chaleur spécifique (J/(kg.K)) 20-100 °C



Le magnésium pur et certains de ses alliages possèdent une capacité d’amortissement très élevée (tableau 13.16). Cette propriété est caractérisée par le rapport de l’énergie absorbée par le métal à l’énergie fournie. Elle peut être exprimée en pourcentage. Les capacités d’amortissement les plus élevées sont obtenues avec les alliages binaires. À composition égale, les alliages moulés présentent des valeurs plus élevées que les alliages corroyés. Cette propriété provient vraisemblablement d’un phénomène de maclage associé aux mouvements des dislocations.



13.6.1 Précautions d’emploi Le magnésium et ses alliages se mettent en œuvre par les moyens classiques de la métallurgie : • fusion, • coulée, • forgeage, • traitement de surface… De ce fait, ils sont utilisés pour de nombreuses applications. Le principal problème, lié à leur mise en œuvre, est leur sensibilité à l’inflammation qui fait l’objet de la plupart des consignes de sécurité. Il faut distinguer les méthodes de sécurité relatives au magnésium liquide de celles relatives au magnésium solide dont la sensibilité à l’inflammation croît avec la finesse des poussières ou copeaux formés. De plus, ces méthodes tiennent compte de la grande réactivité du magnésium avec l’oxygène et l’eau notamment. L’industrie du magnésium a fait l’objet de deux arrêtés-types (en application de l’article 29 du décret 77-1133 du 21/09/1977). Le premier concerne les dépôts de poudre de magnésium (arrêté-type n° 263), le second, le travail du magnésium et de ses alliages (arrêté-type n° 264).

Recommandations pour le stockage des demi-produits En l’absence de textes réglementant le stockage du magnésium se présentant sous formes massives telles que gueuses, lingots, barres, tôles, feuilles ou profilés, il est recommandé : • d’éviter l’utilisation ou le stockage de matériaux combustibles à proximité ; • d’adopter les largeurs de voies de dégagement au moins égales à la hauteur des piles de stockage ; • de prévoir des drains d’écoulement évitant toute accumulation d’eau ; • de veiller au dépoussiérage des pièces avant stockage et au nettoyage des locaux de stockage. Il est interdit de fumer ou d’allumer un feu sous une forme quelconque. Toute intervention par point chaud (travail au chalumeau, par exemple) doit faire l’objet d’une demande de permis de feu. 697



Tableau 13.15 – Caractéristiques mécaniques de quelques alliages de corroyage.

Traction Alliage

État

Compression

Cisaillit

Fatigue1

Dureté Brinell

Module élast.

Rm (MPa)

R0,2 (MPa)

A (%)

Rc (MPa)

R0,2 (MPa)

RCIS (MPa)

Avec entaille (Mpa)

Sans entaille (Mpa)

HB

(GPa)

ZC71

Filé à la presse

240

160

7

–

–

–

–

–

70

44

GA6Z1

Filé à la presse

280

150

9

370

135

140

80

115

60

45

GA7Z1

Forgé Filé à la presse

300

200

8

420

180

150

–

130

65

45

GA3Z1

Filé à la presse

300

200

8

400

160

150

–

130

65

45

HM21

Forgé

235

170

8

–

130

125

–

–

–

45

HK31

Forgé

260

205

9

–

160

–

–

–

68

45

1. Fatigue : pour 5 × 107 cycles. Test type flexion rotative.

Recommandation pour le stockage des déchets D’après l’arrêté-type n° 264, il est interdit de laisser les copeaux, limailles, poussières et autres déchets de magnésium s’accumuler près des machines. Ces déchets seront conservés au moins à 10 m de tout bâtiment habité, dans des récipients pourvus d’un couvercle assurant une bonne étanchéité.

Recommandations pour la mise en œuvre du métal fondu Les risques les plus fréquemment rencontrés dans la fonderie des alliages de magnésium sont les risques d’incendie. Ils sont plus importants lors de la fusion et de la coulée des pièces : • les températures d’auto-inflammation, en atmosphère ambiante, des matériaux fondus sont de 10 à 20 °C plus élevées que leurs températures de fusion. Elles varient donc de 520 °C pour les alliages les plus fusibles à 720 °C pour le magnésium pur. Il faut éviter le contact des matériaux fondus avec l’air au moyen de flux ou d’atmosphères protectrices ; • l’introduction de matériaux ou d’appareils humides à l’intérieur du métal en fusion provoque des projections s’accompagnant d’une réaction chimique vive ; • enfin, le magnésium ou ses alliages fondus attaquent vivement les réfractaires contenant de la silice, réagissent avec les oxydes de métaux lourds (calamine) et attaquent le nickel et le cobalt. La surface libre du métal liquide doit être protégée de tout contact avec l’air pour éviter les risques d’inflammation. En fonderie sous pression, l’emploi des flux pour protéger la surface du métal liquide avec l’atmosphère est contre-indiqué (inclusions). 698



Tableau 13.16 – Capacité d’amortissement de quelques alliages de magnésium.

Capacité d’amortissement (en %) à Alliage

Traitement 7 MPa

20 MPa

25 MPa

35 MPa

Alliage de magnésium F

05,3

24,0

32,0

52,0

GA2S1

F

16,0

48,0

53,3

60,0

GA4S1

F

05,3

21,3

28,0

44,0

GA3Z1

F

01,0

02,0

02,4

02,7

GA9Z1

F

02,7

12,0

16,0

29,3

GTR3Z2

T5

–

12,5

18,1

22,4

GTR (K1A)

F

40,0

56,0

61,7

66,1

GZ4TR

F

01,8

02,0

02,1

02,2

00,6

00,8

01,2

12,0

14,2

16,5


GA6M

Alliage d’aluminium 355

T6

Fonte

On utilise des atmosphères protectrices de SO2, d’air contenant 0,2 à 0,3 % de SF6, de mélange Ar + SF6 (en ne dépassant toutefois pas 2 % de SF6 pour ne pas gêner l’écoulement du métal), qui agissent chimiquement à la surface du métal pour le revêtir d’une couche protectrice. Le SO2 et le SF6 liquéfiés sous pression sont livrés en bouteilles. Celles-ci doivent être conformes à la réglementation des appareils à pression de gaz.

Recommandations relatives au métal solide Si l’on observe scrupuleusement les méthodes de sécurité, que l’on veille à la propreté des machines et des ateliers et que l’on applique la technologie particulière à l’usinage du magnésium, celui-ci ne présente pas un risque considérable car il est rare d’atteindre ponctuellement la température de fusion du magnésium du fait de sa grande conductivité thermique. Lors de l’usinage, il est nécessaire d’éviter de mettre en contact des copeaux de magnésium avec d’autres copeaux portés à haute température, ceci risquant de provoquer l’inflammation du magnésium et d’échauffer les pièces par frottement lors des opérations d’usinage. En conséquence, les machines d’usinage doivent être réservées uniquement au magnésium ; quand ceci n’est pas possible, elles doivent être nettoyées avant, pendant et après l’usinage. L’usinage peut comprendre des opérations de sciage, tournage, ébarbage, fraisage/perçage, taraudage, mortaisage. Il est préférable d’usiner à sec et de refroidir éventuellement à l’air comprimé (sec et sans huile). 699



Recommandations vis-à-vis des traitements thermiques Les pièces à traiter doivent être soigneusement nettoyées pour éviter les incendies dus à l’inflammation des poussières. La température des fours de traitement de mise en solution doit être uniforme et convenablement régulée. L’atmosphère du four doit être constituée d’un mélange convenable d’air contenant des gaz neutres ou réducteurs (CO2, SO2, SF6…) retardant l’inflammation du magnésium. Elle doit être constamment en légère surpression par rapport à l’atmosphère extérieure. On peut aussi travailler sous vide ou sous argon, le but étant de protéger la pièce de l’oxygène et d’éviter ainsi des brûlures. Les traitements de revenu présentent moins de risques puisqu’ils se pratiquent à des températures plus basses.

Lutte contre l’incendie

Malgré l’observation des règles de sécurité, des incendies restent susceptibles de se déclarer. Pour lutter contre les feux de magnésium il faut utiliser le graphite en poudre, les flux, le sable sec, le ciment, propulsés à faible pression et surtout interdire l’emploi des extincteurs à eau, à mousse, à poudre sèche ordinaire, à gaz carbonique qui accélèrent la combustion et peuvent provoquer des explosions. Les agents extincteurs doivent être répandus régulièrement en une couche épaisse pour isoler le métal enflammé de l’atmosphère. Il faut tenter de circonscrire le feu en interposant une couche d’agent extincteur. Il est nécessaire d’évacuer, dans toute la mesure du possible, les produits susceptibles de s’enflammer.

13.6.2 Mise en forme Le magnésium possède de bonnes propriétés de moulage. Sa fluidité permet un remplissage optimal des moules ; ainsi les épaisseurs des pièces dépendent-elles principalement de contraintes mécaniques et non de contraintes de fonderie. Sa coulabilité est légèrement inférieure à celle des alliages d’aluminium et son aptitude à la retassure est moins grande. Sa chaleur spécifique réduite permet une solidification rapide du métal avant démoulage ; la cadence de moulage peut être alors assez rapide. Les tolérances dimensionnelles des pièces obtenues en fonderie peuvent être sévères vue l’excellente stabilité dimensionnelle des alliages de magnésium. Tous les modes de moulage : • sable, • en coquille par gravité, • sous pression, • procédés à modèles perdus, peuvent être utilisés avec des alliages de magnésium en tenant compte des particularités du métal de base et des éléments d’addition. Son oxydabilité, sa faible densité, sa grande conductivité thermique et sa faible capacité thermique demandent une étude poussée avant le moulage d’une pièce.

Fusion Deux méthodes permettent de protéger le métal de l’air lors de la fusion et de son maintien à l’état liquide : 700



• la protection par flux (poudres composées de mélange de chlorures et de fluorures). Les flux sont inertes vis-à-vis de l’alliage à protéger et forment un film protecteur continu à la surface du creuset. Ils permettent aussi d’éliminer les oxydes et les inclusions. Avant le début de la fusion, la charge métallique et les parois du creuset doivent être saupoudrées de flux. À noter que les flux sont des produits très hygroscopiques ; • la protection par des atmosphères gazeuses (essentielles lors des coulées sous pression). La protection gazeuse la plus utilisée est le mélange CO2 + SF6 (teneur volumique de SF6 < 2 %). Le gaz SF6 est inodore et non toxique. On peut aussi utiliser le mélange Ar + SF6, notamment pour les alliages contenant de l’yttrium. La fusion sans flux ne nécessite pas une épuration du métal liquide. Les aciers spéciaux (pouvant constituer divers outils ou creuset) contenant du nickel et/ou du cobalt sont à prohiber, car ces deux éléments sont facilement solubles dans le magnésium.


Opérations d’affinage et de dégazage L’affinage du grain passe par un phénomène de nucléation avec : • la surchauffe du bain à une température comprise entre 850 et 900 °C pendant 10 min suivi d’un refroidissement rapide jusqu’à la température de coulée ; • l’apport d’éléments non solubles dans le magnésium liquide (création de germes), comme par exemple le carbone ; • l’addition de zirconium et de zinc, dans une moindre mesure, particulièrement pour les alliages Mg-Zr. Le magnésium absorbe facilement l’hydrogène (à des teneurs de 5 à 12 cm3 par 100 g d’alliage). Le dégazage peut être effectué au moyen de chlore gazeux, qui forme avec l’hydrogène de l’acide chlorhydrique, qui se dégage. En général, le dégazage des alliages Mg-Zr ne se fait pas. L’hydrogène présent se combine au moment de la fusion avec le zirconium contenu dans le métal chargé pour former un hydrure de zirconium insoluble.

Moulage Différents types de moulage sont possibles selon le résultat désiré.

Moulage en sable

Ce procédé est appliqué pour de faibles séries de pièces. L’ajout d’un inhibiteur au sable est nécessaire pour empêcher la réaction de décomposition de l’eau contenue dans le moule aux températures de coulée. Pour compléter son action, le moule doit être purgé immédiatement avant la coulée avec un gaz tel que SO2 ou un mélange CO2 + SF6.

Moulage sous pression

Deux types de machines sont actuellement utilisés : les machines à chambre chaude et à chambre froide. La particularité se situe au niveau du système de remplissage et d’alimentation : • remplir le moule et en chasser l’air rapidement ; • éviter la rencontre de plusieurs jets d’alliages ; • tenir compte de la solidification rapide de ses alliages. Avec ce type de moulage, l’épaisseur des parois des pièces réalisées peut être faible. La coulée sous pression est un procédé qui permet d’obtenir des toiles minces (2,5 mm) 701



de bonne qualité métallurgique, associée à une bonne reproductibilité et une diminution de la quantité de métal mise en œuvre.

Moulage en coquille par gravité Les particularités interviennent au niveau de la conception de la coquille, avec, notamment : • une épaisseur des éléments moulants faible (par rapport à celle des alliages d’aluminium) afin d’avoir une température de fonctionnement de la coquille élevée (300 °C environ) ; • un masselotage important avec une bonne isolation thermique ; • les poteyages devant contenir un inhibiteur d’oxydation ; • le bain d’alliage devant être protégé de l’oxygène par du SO2.

Moulage de précision

Le procédé à la cire perdue le plus utilisé est celui en moule massif avec un réfractaire à base de plâtre. En effet, le procédé en carapace est encore peu employé. Dans tous les cas, il est nécessaire d’incorporer un inhibiteur compatible avec le réfractaire utilisé (exemple : le fluorure d’aluminium). Avant la coulée, le moule doit être rempli d’un gaz inerte ou réducteur.

Ébarbage

L’ébarbage des alliages de magnésium utilise les mêmes moyens que ceux des alliages d’aluminium. À noter toutefois quelques observations : • les vitesses de coupe utilisées en sciage sont situées entre 400 et 1 000 m/min avec des scies comportant 2 à 3 dents au centimètre ; • pour le meulage, le grain des meules ou des toiles abrasives doit être compris entre 30 et 150 ; • tous les alliages de magnésium présentent une excellente usinabilité. L’opération d’usinage, surtout pratiquée pour le démasselottage, nécessite l’observation des règles d’affûtage des outils et des vitesses de coupe correspondant aux alliages de magnésium. Il est recommandé d’obtenir des copeaux de gros volumes avec la plus grande vitesse possible (1 500 à 2 500 m/min). Il faut éviter le frottement de l’outil sur la pièce ; • l’usinage chimique : l’attaque du magnésium par les acides est un aspect mis à profit pour la réduction d’épaisseur des pièces en magnésium de formes complexes. Cet aspect est d’autant plus simple que l’attaque chimique s’effectue toujours par enlèvement d’une couche uniforme en épaisseur et non par action intergranulaire. L’épaisseur enlevée peut atteindre au maximum 10 mm. Les vitesses d’attaque dans des bains de solutions d’acide chlorhydrique sont de l’ordre de 0,025 à 0,040 mm/min.

13.6.3 Produits corroyés La déformation à froid des alliages de magnésium est limitée à une valeur de 10 à 20 % du fait de leur structure cristallographique hexagonale. Pour obtenir une capacité de déformation exploitable, il est nécessaire d’effectuer les opérations de laminage, filage, pliage… à une température généralement supérieur à 200 °C. Cette structure cristallographique conduit à une texture d’orientation préférentielle qui entraîne une anisotropie des caractéristiques dans les différentes directions. Il convient donc d’effectuer les déformations successives dans des directions croisées afin d’obtenir un matériau à caractéristiques isotropes. Les opérations de transformation sont généralement effectuées en plusieurs étapes avec des réchauffages intermédiaires. 702



Forgeage, matriçage, estampage Les alliages les plus utilisés sont GA3Z1 et GA6Z1. Le métal de départ peut être une barre ronde, un tube déjà filé ou venant de la fonderie à l’état brut ou après un traitement thermique d’homogénéisation, notamment pour les nuances les plus chargées en éléments d’alliage. Il faut respecter trois conditions au niveau de la température : • élever la température de départ du lopin à 330-380 °C ; • préchauffer les outillages (250 °C minimum) ; • effectuer le réchauffage intermédiaire avec 20 °C de moins par rapport à la température de l’opération précédente, pour éviter le grossissement de grain. Les alliages les plus chargés exigent des vitesses de déformation plus réduites (moyenne : 120 mm/min) et ne peuvent être forgés que sous des presses hydrauliques. Les alliages faiblement chargés peuvent être aussi forgés sous les presses mécaniques ou les pilons.


Filage Le métal de départ est issu de la fonderie (coulée en coquille ou coulée semi-continue). Des nuances fortement chargées en éléments d’alliages peuvent être utilisées. Les températures de filage sont comprises entre 250 et 420 °C et la vitesse de filage moyenne se situe à 6 m/min. Les profilés complexes peuvent être filés avec plusieurs écoulements. Le procédé de filage par choc ou extrusion peut s’appliquer au magnésium et à ses alliages peu chargés.

Laminage Cette opération est généralement effectuée sur des nuances peu chargées en éléments d’alliages. En effet, les éléments d’alliages relèvent les caractéristiques mécaniques et par la même occasion, l’énergie nécessaire à leur transformation. L’ébauchage à chaud est pratiquée à partir de 400-475 °C avec des réchauffages intermédiaires. Les cylindres doivent être maintenus, en cours de travail, à une température de 200 à 250 °C. Après le laminage à chaud, il est nécessaire de procéder à un recuit (typiquement 300 °C pour le GA3Z1) et à un décapage.

Pliage, formage Ces opérations doivent être effectuées à des températures de 280 à 350 °C. Les outillages devront être régulièrement réchauffés ainsi que la tôle.

13.6.4 Assemblage des pièces

Soudage

Pour souder les alliages de magnésium, il faut mettre en œuvre des procédés à grande densité d’énergie qui permettent de protéger efficacement le métal de l’action de l’oxygène. Les méthodes les plus employées sont les procédés Tig et Mig L’affinité du magnésium avec l’oxygène pose le problème de l’existence, avant soudage, d’une couche de magnésie. Il est donc nécessaire de pratiquer un décapage préalable des pièces à assembler. 703



L’utilisation du courant alternatif facilite ce décapage. Ce procédé permet une plus grande pénétration en dégageant moins de chaleur. Il est recommandé de protéger l’envers de la soudure avec une atmosphère inerte pour éviter l’oxydation. Il est possible de souder à l’arc des épaisseurs allant jusqu’à 12 mm en une ou plusieurs passes. Le procédé Tig est le seul à être utilisé pour la réparation des pièces de fonderie. Le soudage à l’arc sous argon avec électrode consommable (MIG) permet des vitesses de soudage nettement supérieures à celles du TIG ; il est donc plus adapté que ce dernier aux travaux de série. Le soudage par point n’est applicable que pour des assemblages soumis à de faibles contraintes en l’absence de vibrations. Il est possible de souder des épaisseurs inférieures ou égales à 5 mm. Le soudage par faisceau d’électrons est surtout utilisé dans l’industrie nucléaire. Les soudures obtenues présentent une plus grande résistance mécanique que celles obtenues avec les méthodes de soudage à l’arc. Du point de vue métallurgique, il faut considérer les effets induits par les éléments d’alliage lors des opérations de soudage : • le zinc est un élément volatil qui engendre des risques de perte de matière et d’apparition de soufflures dans le métal fondu ; • la présence d’aluminium impose de procéder à un traitement thermique de relaxation des contraintes résiduelles subsistant après soudage ; • la toxicité du thorium rend dangereux le soudage des alliages en contenant ; • le zirconium est susceptible de former des composés insolubles dans le métal liquide. Tous les alliages de fonderie sont soudables à l’exception des alliages type Mg-Zn-Zr qui ont tendance à criquer lors de la soudure.

Collage Cette technique d’assemblage est aussi utilisée avec des alliages de magnésium. Deux points essentiels sont à surveiller, liés aux techniques de collage : • la préparation de surface ; un traitement de préparation mécanique ou chimique est nécessaire pour obtenir une surface propre, non oxydée et éliminer le film d’oxyde qui se produit après solidification du métal ; • la fiabilité des paramètres de collage.

Assemblage mécanique Deux modes sont possibles : le rivetage, de moins en moins utilisé au bénéfice du soudage, et les assemblages démontables avec vis, boulons, écrous…

Rivetage

Des rivets en aluminium pur sont utilisés lorsque l’assemblage est soumis à de faibles contraintes. L’utilisation de rivets en alliage d’aluminium AG5 permet d’obtenir des assemblages dont la résistance correspond largement à celle des tôles ou des profilés assemblés.

Assemblages démontables

Si les démontages ne sont pas trop fréquents, il est possible de visser directement dans la pièce en magnésium. Sinon il est préférable d’utiliser des boulons et écrous traversant de part en part les brides à assembler. 704



Les filets rapportés sont également utilisés dans les assemblages avec trou borgne quand une pièce pouvant être taraudée pour servir d’écrou, ne peut être insérée en fonderie. Les rondelles doivent être largement dimensionnées et épaisses pour éviter d’endommager les pièces lors du blocage. Ces boulons, vis, écrous, goujons et rondelles en acier, aluminium ou alliages cuivreux sont étamés, galvanisés ou cadmiés.

Protection des assemblages La protection contre la corrosion galvanique des assemblages des pièces en alliage de magnésium avec des alliages d’un métal de base différent demande le respect de quelques règles :


• isoler des métaux entre eux au moyen de produits isolants (pâtes, peintures, matières plastiques isolantes…) ; • utiliser des peintures ou des enduits recouvrant entièrement les assemblages pour prévenir l’action des électrolytes ; • dimensionner et assembler les pièces judicieusement afin de supprimer les risques de rétention d’humidité.

13.6.5 Traitements thermiques Si les produits corroyés ne subissent généralement pas de traitement thermique, la plupart des alliages de fonderie sont traités thermiquement (tableau 13.8). On emploie des traitements classiques : • de • de • de • de

mise en solution, précipitation, maturation, stabilisation.

Les traitements thermiques à haute température doivent se faire sous une atmosphère contrôlée de CO2 ou de gaz neutre. Le tableau 13.17 donne les conditions de traitement thermique généralement appliquées sur quelques alliages de magnésium. Les traitements de détente et de stabilisation sont employés pour réduire ou supprimer les contraintes internes résiduelles dans les pièces qui pourraient se déformer. Le tableau 13.18 donne les traitements à suivre dans le cas de quelques alliages de fonderie et de corroyage. Il est souvent utile, dans le cas de soudures nombreuses ou volumineuses par rapport aux éléments assemblés, de faire subir aux ensembles soudés un traitement de détente après l’opération de soudure.

13.6.6 Corrosion des alliages de magnésium La corrosion présente des aspects différents selon que les alliages de magnésium sont utilisés isolément, dans ce cas, il s’agit d’une attaque chimique, ou en contact avec d’autres métaux, il s’agit d’une corrosion galvanique. Le magnésium possède trois caractéristiques prépondérantes vis-à-vis des phénomènes de corrosion : • un pouvoir réducteur important ; • une grande réactivité vis-à-vis des acides et de leurs sels ; 705



Tableau 13.17 – Traitement thermique de quelques alliages de magnésium.

Mise en solution Précipitation T4 maturation T5

Alliages Alliages GA8Z1 Mg-Al-Zn GA9Z1

24 h à 400 °C Trempe à l’air soufflé 24 h à 400 °C Trempe à l’air soufflé

Remarques

16 h à 200 °C T4 → Dissolution des constituants Mg17Al12 et Mg3Al2Zn3 formés à l’état brut de coulée à l’intérieur des 16 h à 200 °C grains de solution solide. Homogénéisation des propriétés mécaniques. T5 → Décomposition de la solution solide. Apparition de zones à faciès perlitique. Amélioration de la limite d’élasticité.

Alliages Mg-Zr

GZ4TRZ

Néant

GTR3Z2Zr

Néant

GTh3Z2Zr

Néant

GAg3TR2Zr 4 à 8 h à 530 °C Trempe à l’eau Alliages WE43 Mg-TR-Y

WE54

8 h à 525 °C Trempe à l’eau chaude ou glycol 8 h à 525 °C Trempe à l’eau chaude ou glycol

2 h à 330 °C T4 → Dissolution du constituant 16 h à 200 °C riche en Mg-TR formé autour de la 16 h à 200 °C solution solide complexe Mg-AgTR-Zr. T5 → Précipitation aux joints des 16 h à 310 °C grains de la quantité de solution solide hors d’équilibre à la tempéra8 h à 20 h ture de traitement. Augmentation à 200 °C des caractéristiques de traction. 16 h à 250 °C T4 → Remise en solution de l’eutectique (type Mg14Nd2Y). T5 → Différentes étapes de précipitation analogues à celles des allia16 h à 250 °C ges Al-Cu. Phase β" → β' (Mg12 NdY) → β (Mg14Nd12Y). Augmentation de la dureté et maintien des caractéristiques mécaniques.

• un potentiel fortement électro-négatif par rapport aux autres métaux. En effet, du fait de la valeur élevée de son potentiel électrochimique, le magnésium se comporte comme anode quand il est couplé à un autre métal en présence d’un électrolyte. Les deux premières propriétés jouent un rôle sur les phénomènes d’attaque chimique tandis que la troisième se manifeste surtout dans l’attaque électrochimique.

Effet des éléments d’alliage La figure 13.3 montre l’effet de différents éléments d’addition dans les alliages de magnésium, dans une solution à 3 % NaCl. Le fer, le nickel, le cobalt et le cuivre ont un effet dramatique sur la résistance à la corrosion des alliages de magnésium. Ils sont considérés comme des impuretés, leur teneur doit être maîtrisée. Dans les alliages binaires magnésium-aluminium, la présence de fer provoque la formation d’une phase Fe-Al très réactive. 706



Tableau 13.18 – Traitement thermique de détente de quelques alliages de magnésium.

Observation

GA8Z1

2 h à 300 °C

Pour une température supérieure à 330 °C, mise en solution des constituants Mg17Al12.

GZ4TRZr GZ5Th2Zr

2 h à 330 °C

GAg3TR2Zr

2 h à 330 °C

Lors d’un traitement complet T6 (T4 + T5), le traitement de détente devient inutile.

GTR3Z2Zr

10 h à 250 °C

Une température plus élevée affecterait la tenue au fluage.

GTh3Z2Zr

16 h à 310 °C

GA6Z1

1/4 h à 250 °C


Stabilisation, détente

Vitesse de corrosion (mm/an)

Alliage

Après matriçage, 4 à 5 h à 150 °C

60 Fe 50

Ni, Co Cu

40

30

Ag

20 Si, Pb, Sn, Mn

Pb, Sn, Al Ca

10

Zn Cd 0 0

1

Source : Metal Handsook

2

3

4

5 6 Éléments d’addition (%)

Figure 13.3 – Effets des éléments d’addition sur la tenue à la corrosion d’alliages binaires de magnésium testés dans une solution à 3 % NaCl. Source : ASM Metal Handbook.

707



Le manganèse joue, quand à lui, un rôle anti-corrosion. Il élimine l’effet nocif des impuretés qui se combinent avec le magnésium pour former des composés intermétalliques constituant des microcathodes en présence d’un milieu corrosif. La présence de manganèse permet une tolérance plus large des impuretés dans la limite du respect d’une certaine proportionnalité. Par exemple, dans l’alliage GA9Z1, le ratio Fe/Mn doit être inférieur à 0,032 pour une amélioration du comportement à la corrosion, avec la formation d’une phase (Fe, Mn) Al3 moins réactive. L’yttrium joue aussi ce rôle anti-corrosion. Le zinc améliore aussi le comportement de la corrosion des alliages contenant du fer. Les alliages tels que GA9Z1D ou E (avec un faible taux d’impuretés) et les WE43-WE54 ont une bien meilleure résistance à la corrosion que les alliages antérieurs GZ4TR et GAg2,5TR. Avec un traitement de surface adéquat, ils présentent un comportement voisin de celui des alliages d’aluminium.

Effet de l’environnement Un film protecteur se forme à la surface des alliages de magnésium. Toutefois, même si ce film est adhérent, il ne permet pas une protection efficace contre les différentes attaques de l’environnement. Le magnésium est enclin à la corrosion par piqûres, principalement lorsqu’il y a rupture du film protecteur. Quelques alliages de magnésium sont sensibles à la corrosion sous contraintes. Il s’agit principalement des alliages contenant plus de 1,5 % d’aluminium. La corrosion des alliages de magnésium peut être accélérée par : • un couplage galvanique, • une teneur en impuretés trop élevée, • une variation locale dans la concentration, la température ou le degré d’aération de l’électrolyte, • la contamination de l’alliage lors de l’élaboration, c’est-à-dire, la présence de défauts tels qu’inclusions ou piqûres en surface de la pièce ou l’assemblage avec d’autres métaux. Cette attaque est particulièrement sévère lorsque les autres métaux sont passifs ou inertes comme par exemple les aciers ou les alliages à base de cuivre. Un exemple de la vitesse de réaction de l’alliage GA3Z1 sous différentes atmosphères est donné ci-dessous : • atmosphère marine : 18 µm/an ; • atmosphère urbaine : 27,7 µm/an ; • atmosphère rurale : 13 µm/an. Les résultats des essais de corrosion saline montrent que les alliages de magnésium GZ4TR (RZ5) et MSR-B (GAg3TR2) présentent une très faible résistance à la corrosion saline (figure 13.4). Cependant les nuances GA9Z1 E (AZ91E) et WE43 présentent un comportement voisin de celui des alliages d’aluminium. Certains métaux, comme l’aluminium ou les aciers cadmiés, ne provoquent qu’une corrosion très minime et peuvent donc être utilisés préférentiellement aux autres dans les assemblages avec les alliages de magnésium. 708


Taux de corrosion (mg/cm 2 .jour)


Corrosion saline (NF X41-002) 16 14 12 10 8 6


4 2 0 AS7G06

AU4G

AU5NKZr

Alliages d’aluminium

AZ91 E

WE43

RZ5

MSRB

Alliages de magnésium

Figure 13.4 – Comportement en corrosion saline d’alliages de magnésium. Source : Homme et Fonderie n° 272, mars 1997.

13.6.7 Traitements de surface Bien que résistant mieux à la corrosion que l’acier doux, y compris en atmosphère marine, les alliages de magnésium se recouvrent d’une couche d’oxyde et peuvent subir des attaques chimiques en présence de certains milieux : ils doivent donc être soumis à des traitements de surface protecteurs.

Traitements chimiques Couramment appelés mordançage, ces traitements s’effectuent au moyen de solutions aqueuses à base de bichromates alcalins. Ils produisent à la surface des pièces une pellicule mince d’un sel complexe insoluble. Le plus souvent réalisé par immersion, ils peuvent aussi être appliqués au tampon ou par aspersion. Il existe un certain nombre de formules de mordançage qui se ramènent généralement à deux types de bains : • en bains acides : économiques, affectés au traitement des pièces brutes. Ils altèrent légèrement les dimensions des pièces (0,01 à 0,02 mm) ; • en bains neutres : plus longs et plus coûteux. Ils ne présentent pas les inconvénients des bains précédents. Ils peuvent donc être effectuées sur des pièces usinées avec précision. Cette protection a un caractère essentiellement provisoire et convient pour le stockage des pièces en magasin dans l’attente d’une protection définitive. Elle constitue, de plus, une bonne base d’accrochage pour les peintures. Depuis les années 1980, ces traitements sont de plus en plus remplacés par des traitements d’anodisation plus efficaces. 709



Les traitements électrochimiques Ce sont des oxydations anodiques (procédés électrolytiques) comparables à celles pratiquées sur aluminium. Elles s’effectuent au moyen de bains complexes de sels tels que des fluorures, des phosphates et des chromates. Elles permettent de produire à la surface des pièces traitées, un film à base de magnésie. Ce film est généralement dur et résistant à l’usure. Les procédés les plus connus sont : • le procédé DOW 17 (bain acide), pratiqué depuis de nombreuses années sur les hélicoptères en alliages de magnésium (procédé d’anodisation dure) ; • le procédé HAE (bain alcalin), généralement appliqué dans le secteur automobile et sur hélicoptères ; • le procédé MAGOXID (bain alcalin) ou KEPLA ; il se distingue des traitements précédents par l’utilisation d’un colmatage inorganique au silicate de sodium. – le procédé AnoMag (bain alcalin), généralement appliqué pour les pièces d’hélicoptères ; – les procédés Tagnite et Keronite, plus récents, qui nécessitent d’importantes tensions (procédés plasma) et produisent des couches composées d’oxydes de silicium, SiO2 et de magnésie. Ce type de dépôt est dur, résistant à l’usure mais poreux. C’est pourquoi, il est souvent nécessaire de faire un colmatage.

Colmatage Ce traitement consiste à obturer les pores des couches superficielles, traitées préalablement en mordançage ou oxydation anodique, au moyen de résines synthétiques, adhérentes et polymérisables à des températures d’environ 200 °C. Cette protection, efficace, constitue de plus une bonne base d’accrochage pour les peintures, les vernis et les revêtements organiques ultérieurs.

Peintures L’application d’une peinture ou d’un vernis sur le métal ne donne qu’une tenue médiocre à la corrosion. Ceux-ci doivent être appliqués sur des surfaces propres (décapées et sèches) dans un délai court pour éviter tout phénomène d’oxydation pendant la période intermédiaire. Le traitement de peinture comprend une ou plusieurs couches primaires pigmentées au chromate de zinc ou de strontium et une ou plusieurs couches de finition. Les peintures employées ou vernis ne doivent pas être saponifiables du fait de l’alcalinité des produits de corrosion.

Revêtements métalliques Le chromage et le nickelage des alliages de magnésium sont possibles. Ils nécessitent une haute qualité de finition superficielle des pièces à traiter. Les couches déposées présentant une certaine porosité, la protection n’est pas parfaite. Pour l’améliorer, il faut réaliser un dépôt intermédiaire de zinc ou de cuivre qui sert alors de support à un autre dépôt électrolytique ou chimique. L’inconvénient de ce double dépôt est surtout notable au niveau de l’augmentation du poids des pièces traitées. Des fournisseurs étudient la réalisation des bains permettant un nickelage chimique direct sur le magnésium. Il s’agit entre autre du procédé MAG PLAT, développé par la Société AHC. L’application du procédé se confond avec les caractéristiques de mise en œuvre des procédés de nickelage chimique traditionnel. Ces premières applications ont été effectuées dans le domaine de l’équipement satellites. 710


13.7 Applications

Exemples de traitements des pièces en alliages de magnésium Exemple 1 : – dégraissage, – mordançage, – peinture (apposer immédiatement après le mordançage). Exemple 2 : – dégraissage, – mordançage/oxydation anodique, – surface sealing : accrochage d’une résine à la surface de la pièce, sur un état mordancé, – peinture (pas d’impératif de temps pour l’appliquer).

C

13.6.8 Contrôle de qualité et de réception


Du fait de leur faible densité, les alliages de magnésium ont été, très tôt, utilisés pour la fabrication de pièces d’importance vitale destinées à l’industrie aéronautique, ce qui a imposé une exigence sévère au niveau des procédures de contrôle, indépendante de la nature des alliages employés. Les contrôles des matières premières et matériaux utilisés se font par : • des analyses chimiques des alliages reçus ; • une caractérisation des matériaux de moulage (sables, …) et de noyautage ; • une vérification dimensionnelle du modèle des pièces ; • un contrôle des processus de fabrication ; • un contrôle avant la coulée de la qualité du métal obtenu pour les procédures de fabrication. Les contrôles de la qualité des produits obtenus se font par le biais de contrôles métallurgiques (essais destructifs, contrôles non destructifs) et de contrôles dimensionnels. Les techniques d’essais et de prélèvements font l’objet d’une liste de normes1.

13.7 Applications Les alliages de magnésium sont de plus en plus utilisés pour les pièces structurales. Ce choix est suscité par : • leur faible densité ; • leurs excellentes propriétés de moulage qui entraînent une économie lors de la production des pièces, comparativement à l’aluminium par exemple ; • leur excellente stabilité dimensionnelle ; • et, à moindre titre, leur bonne capacité d’amortissement et leur soudabilité.

13.7.1 Industrie aéronautique Jusqu’à ces dernières années, seule la fonderie par gravité en moule sable était pratiquée pour les pièces aéronautiques. Ce mode de moulage permet d’obtenir des pièces de grandes dimensions, jusqu’à 2 m avec des parois de 4 à 6 mm. Depuis peu, les fondeurs s’intéressent aux technologies de coulée sous pression ou par différence de pression afin de répondre à deux besoins principaux :

1. Se reporter à la section 13.4

711


13.7 Applications

• la réalisation de pièces plus complexes, à parois plus minces, avec une maîtrise de la santé interne de la pièce ; • la coulée d’alliages de haute pureté (GA9Z1 et E4W3) pour lesquels la coulée sous gaz protecteur limite la pollution et facilite la maîtrise de la composition chimique. Les problèmes de tenue en corrosion des alliages de magnésium avant l’apparition des alliages de haute pureté et la réglementation sévère, particulièrement aux États-Unis, de l’usage de ces alliages qui en a suivi, ont contraint les constructeurs à réduire leur utilisation, voire à remplacer ces pièces par des alliages d’aluminium. L’industrialisation des alliages de haute pureté va sans doute bientôt permettre de les réintroduire. Actuellement, les principales utilisations du magnésium moulé résident dans les carters et les boîtiers d’hélicoptères. La mise au point des alliages de haute pureté, associée à un traitement de surface type HAE, DOW 17 ou MAGOXID, a permis de répondre aux exigences de tenue à la corrosion (à chaud, en atmosphère marine voire tropicale). Cette famille d’alliages peut aujourd’hui concurrencer les alliages d’aluminium et de titane utilisés dans ce domaine. L’alliage de prédilection des fabricants d’hélicoptères était le GZ4TR. Par exemple Eurocopter a utilisé cet alliage pour la réalisation, entre autres, des carters de boîtes de transmission des hélicoptères comme l’Alouette, le Super Frelon (années 1960) et le Super Puma (années 1990). Le GZ4TR tend aujourd’hui à être remplacé par le WE43. L’alliage WE43 est utilisé pour les carters de boîtes de transmission des appareils de Mc Donnell Douglas (MD500 et MD600), d’Eurocopter (EC120 et NH90) et de Sikorsky (S92) (figure 13.5).

Figure 13.5 – Carter de transmission principale de EC120 (Eurocopter). Toutefois, les applications du magnésium dans les turbines d’hélicoptères se révèlent encore faibles, environ 2 % en masse du moteur contre 6 % pour l’aluminium. Pour les cellules d’avions civils, les alliages de magnésium sont encore peu utilisés. On les retrouve dans certaines soutes d’avions cargos ou au niveau de sièges passagers. Aujourd’hui il y a une seule pièce en alliage de magnésium dans le moteur Trent destiné à l’Airbus A330, au Boeing B777 et au Mc Donnell MD11. 712


13.7 Applications

Dans les avions militaires, seules quelques pièces telles que les roues des Mirage 2000 ou des encadrements de verrière de Jaguar et Alpha Jet, de Dassault, ont été réalisées en alliages de magnésium.

13.7.2 Industrie automobile Les mentalités et les cultures déterminent le développement des pièces en alliage de magnésium dans l’automobile. La France a une culture très « aluminium » d’où son retard vis-à-vis du magnésium. Inversement, l’Allemagne, qui a une culture « magnésium » très affirmée historiquement depuis plus d’un demi siècle, l’utilise aussi souvent que possible. Elle possède des équipements très performants. Les crises pétrolières, les exigences liées à l’environnement, la recherche de gain d’énergie ont entraîné une utilisation croissante des alliages de magnésium dans le secteur automobile, surtout aux États-Unis, en vue de l’allégement des véhicules.


C

L’IMA (International Magnesium Association) estime que 70 % des pièces moulées en magnésium sont destinées à l’industrie automobile. En moyenne, les véhicules nord-américains contiendraient 2 à 3 kg de magnésium. En Europe, on trouve moins de 1 kg par véhicule. Ce score tend vers zéro en France. Le magnésium est utilisé dans les pièces de boîtes de vitesses et d’embrayage, dans les supports de colonne de direction, les carters, les couvre-culasses (figure 13.6). Il est employé dans les pièces mécano-soudées comme les armatures de volant, des éléments de planche de bord ou des pièces de structure de siège.

Figure 13.6 – Porte injecteur en alliage GA9Z1 haute pureté.

Voici un exemple de gain de poids pour un boîtier d’embrayage : • en acier moulé au sable : 14 kg, • moulé en aluminium : 4,5 kg, • moulé en magnésium : 2,8 kg. Une structure de siège de 20 kg en acier, constituée d’une cinquantaine d’éléments mécano-soudés, devient une pièce à trois ou quatre éléments de 8,5 kg. 713


13.8 Évolutions

Reste le problème du prix. Largement plus chers que les aciers à caractéristiques comparables, ils permettent une grande intégration de fonction qui joue sur les coûts de fabrication. Leur cours a aussi l’avantage d’être plus stable que celui de l’aluminium. L’industrie ferroviaire est également concernée puisque les sièges du TGV à deux étages ont des cadres en magnésium. Les sièges sont passés de 26 kg (aluminium) à 14 kg (magnésium). De plus l’utilisation du magnésium permet un amortissement des vibrations.

13.7.3 Électronique et informatique Dans l’électronique et les télécommunications, le marché est en expansion. Ces domaines font appel aux propriétés de légèreté et de blindage électromagnétique afin d’obtenir une compatibilité entre les différents boîtiers qui pourraient interférer au cours du fonctionnement. Pour le matériel informatique et de téléphonie, on a recours de plus en plus aux alliages GA9Z1 haute pureté, GZ4TR, GA9 et GA3Z1. IBM a introduit des leviers de bras de lecture des disques durs en magnésium. Alcatel s’intéresse aux propriétés de blindage que pourraient avoir certaines pièces pour téléphones cellulaires. Les alliages de magnésium sont aussi utilisés pour la réalisation de châssis dissipateur de chaleur, de couvercles d’imprimante, de supports de circuit imprimé.

13.8 Évolutions Le magnésium a longtemps souffert d’une mauvaise réputation au niveau de la corrosion et de son risque d’inflammabilité lors de sa mise en œuvre. Depuis une quinzaine d’années sont apparus des alliages de haute pureté, possédant de bonnes caractéristiques à chaud et une tenue à la corrosion équivalente à celles des alliages d’aluminium. On a maintenant une meilleure connaissance et une bonne maîtrise de ces matériaux avec l’utilisation de gaz de protection lors du soudage, la pulvérisation d’émulsion lors de l’usinage, des traitements de surfaces adaptés. Par conséquent, les réglementations devraient évoluer, surtout dans le secteur aéronautique, et les applications vont sans doute se développer, étant donné les multiples avantages de ces alliages.

13.8.1 Production Il y a de fortes tensions sur le marché avec l’émergence de la Chine. De nombreux sites, en développement il y a une dizaine d’années, ont réduit voire fermé leurs usines. En 2005, hors production chinoise, couvrant plus de 70 % du marché de production du métal primaire, on ne dénombrait plus que trois sites, avec une capacité cumulée d’environ 124 kt/an : • US Magnesium, dans l’Utah, • Dead Sea Magnesium, en Israël, • Hydro Magnesium, à Bécancourt au Canada.

13.8.2 Alliages L’alliage GA9Z1 D ou E (indice de pureté de l’alliage) fait l’objet de nombreux développements chez les fondeurs. Toutefois son application reste limitée aux pièces peu char714


13.8 Évolutions

gées et sollicitées à une température inférieure à 150 °C. C’est pourquoi des études sont en cours pour améliorer cet alliage visant : • l’amélioration de la tenue au fluage, • l’affinage du grain, • l’amélioration de la tenue à la corrosion. Les pistes de recherche les plus avancées portent notamment sur l’ajout de calcium afin d’augmenter les propriétés en fluage et de résistance à la corrosion, ou encore d’yttrium pour améliorer les caractéristiques en température. L’obtention d’alliages à hautes propriétés en température et bonne résistance au fluage peut aussi passer par l’ajout de strontium aux binaires Mg-Al. Ceci a eu pour conséquence le développement de la famille AJ, dont l’AJ62, développé par MEL et utilisé par BMW pour les blocs-moteurs 6 cylindres. Les alliages, tels que le WE54, proposés par MEL à la fin des années 1980, peuvent être utilisés jusqu’à 250-300 °C sans dégradation de leurs caractéristiques mécaniques. Le WE43 a des caractéristiques mécaniques à température ambiante proches de celles d’un AS7G0.6 (alliage d’aluminium) avec une tenue à la corrosion voisine de celle des alliages Al-Cu. L’alliage Elektron 21, plus récemment commercialisé (2005), se distingue du WE43 par l’emploi de terres rares différentes qui induisent une meilleure coulabilité et un coût moindre avec des propriétés mécaniques voisines. L’alliage Elektron 675, développé uniquement sous forme de demi-produits filés, présente une composition encore plus riche en terres rares. Il se caractérise par des propriétés de traction à l’ambiante, supérieures à celles des alliages d’aluminium de la série 2000 et, à partir de 200 °C, supérieures à celles des alliages 7000. Des alliages Mg-Li sont en cours de développement (Japon, Allemagne). Ces alliages ont une densité inférieure à 1 et une structure cubique centrée (grâce à la teneur en lithium de 30 à 40 %). Le but est d’obtenir des alliages à haute résistance spécifique. L’Institut de la technologie du magnésium, au Québec, étudie les alliages Mg-Sn-Pb-St-Ca pour résister aux hautes températures (supérieures à 150 °C) ainsi que l’ajout d’infimes quantités de strontium et de calcium pour éliminer les microporosités et améliorer la ductilité.


C

13.8.3 Procédés de mise en œuvre Les nouveaux procédés de fonderie développés augmentent les performances des alliages de magnésium.

Procédé de solidification rapide La forte électronégativité du magnésium favorise la formation de composés plutôt que de solutions solides. Même si le facteur taille est favorable, la solubilité de nombreux éléments dans le magnésium est inférieure à 1 %. La technologie de refroidissement rapide contribue à affiner la précipitation, à diminuer la taille des grains et à la stabiliser en introduisant des composés intermétalliques. Ceci conduit à une amélioration de la résistance de ces alliages. En revanche, la nécessaire étape de compactage ou de corroyage (filage) des rubans ou poudres ainsi obtenus conduit à de faibles ductilités. Quelques alliages sont commercialisés, il s’agit de EA55RS ZK60 (Mg-5 Al-5 Zn-4,9 Nd) et EA65RS (Mg-5 Al-5 Zn-5,9 Y). Leurs caractéristiques sont supérieures à celles des alliages de magnésium corroyés et leur tenue à la corrosion équivalente à celle de GA9Z1E. 715

13.8 Évolutions


Rhéoformage et thixoformage Le problème en fonderie est l’existence de porosités dues au retrait lors du refroidissement ou au tourbillon engendré lors de la coulée. Une solution pour réduire les porosités et augmenter la ductilité consiste à couler l’alliage dans un état pâteux (état de la matière dit semi-solide, phase solide > 50 %, ou semi-liquide, phase solide < 50 %). Pour permettre une mise en forme facile à une température plus basse que dans la coulée liquide, il faut transformer la structure dendritique grossière habituellement obtenue en une structure globulaire qui a un comportement thixotropique. Cela est possible en utilisant un mode de chauffage rapide comme l’induction, procédé incontournable pour les alliages de magnésium. Il existe deux techniques de mise en forme à l’état pâteux : – Le rhéoformage (ou rheocasting) : l’alliage est tout d’abord fondu par induction puis refroidi et brassé simultanément, étape permettant d’obtenir l’état pâteux de l’alliage. La coulée est ensuite effectuée par la force centrifuge. – Le thixoformage (ou thixocasting), employé pour les alliages de magnésium, pour lequel une étape intermédiaire est nécessaire. Il s’agit de la fabrication de lopins de matière pâteuse qui sont ensuite refroidis à température ambiante avant d’être réchauffés par induction à l’état mi-liquide mi-solide pour être mis en forme. Le processus est adapté de façon à procéder sous vide et en atmosphère neutre pour éviter toute inflammation. Ce procédé permet donc d’obtenir pour les alliages de magnésium la même coulabilité à 588 °C qu’à l’état liquide à 700 °C. La principale caractéristique nécessaire pour le chauffage par induction est la résistivité. Plus elle augmente et plus la profondeur affectée augmente pour une même fréquence appliquée, ce qui favorise la transmission de la puissance, donc la rapidité de la chauffe. Cela explique que les alliages de magnésium chauffent plus rapidement que ceux d’aluminium (tableau 13.19). Tableau 13.19 – Comparaison de la résistivité et du temps de chauffe des alliages de magnésium et des alliages d’aluminium. Alliages Alliages de magnésium, type MgAlZn Alliages d’aluminium, type AlCuSiMg ou AlSiMg

Résistivité (nΩ.m)

Temps de chauffe (s)

150-170

72

34-44

120

Ces procédés, en développement notamment au MIT ou dans le cadre de projets européens, sont des voies prometteuses pour les alliages de magnésium car il n’est alors plus nécessaire d’utiliser des gaz de protection toxiques. De plus, la durée de vie des moules est augmentée puisque la température de moulage est plus basse.

Procédés sous pression La fonderie sous pression du magnésium croît dans le monde de 8 à 10 % par an depuis 10 ans (taux de croissance le plus élevé). Les différentes techniques développées se distinguent entre elles par le niveau de pression mise en œuvre : • la coulée en basse pression pilotée (pression < 0,2 MPa), • la coulée sous pression différentielle (pression < 0,2 MPa), 716


13.8 Évolutions

• la coulée sous moyenne pression et sous vide (0,2 MPa < à la pression < 10 MPa), • la coulée sous haute pression ou squeeze casting (pression > 10 MPa). Le principe de base est identique : • le métal est porté à une température supérieure à sa température de fusion ; • puis, par dépression, pressurisation ou par compaction (selon la technique choisie) le métal est coulé ou compacté dans un moule préalablement préchauffé ; • une pressurisation par un gaz froid notamment, assure le refroidissement et réduit les défauts de fonderie tels que les porosités, retassures, fissures.

13.8.4 Fondeurs • Aerocast/Microcast (France) : Secteur aéronautique, basse pression, cire perdue, AZ91, WE43 et Elektron 21. • Fansteel/Wellman Dynamics (États-Unis) a développé le moulage en sable de l’alliage WE43 pour la réalisation de pièces pour la société Sikorsky. • Getti Speciali, du groupe Teksid (Italie), travaille sur la réalisation de carters pour des hélicoptères en alliage GZ4TR. • Hitchcock (États-Unis) a déjà réalisé des pièces en WE54 et WE43. Il est capable de couler de très grandes pièces, jusqu’à 230 kg. Le développement des techniques de coulée basse pression ou de coulée différentielle a été démarré en 1991 pour la réalisation de pièces de plus grande complexité encore et de santé améliorée. • Honsel Fonderie Messier (France) a engagé dès 1992 des études pour la mise au point de la coulée en basse pression des alliages GA9Z1 et WE43 avec amélioration de la protection du bain. Ses segments de marché sont l’aéronautique, la défense, la Formule 1, l’automobile. Le développement du WE43 a permis d’étendre son champ d’action. Parmi les pièces réalisées, on trouve des carters et couvercles pour Turboméca et le développement d’un carter pour l’hélicoptère NH90 d’Eurocopter. Honsel Fonderie Messier est capable de produire de manière industrielle des prototypes et des pièces en série en WE43 et Elektron 21. Pour cela, deux machines basse pression ont été acquises. Et, plus récemment, HFM a développé un savoir-faire en fonderie cire perdue. • Meridian Technologies (Canada et Italie), n° 1 mondial de la fonderie sous pression du magnésium, Meridian Technologies a doublé sa capacité de production en créant une troisième usine. Il dispose désormais d’un parc d’environ trente machines de fonderie sous pression. Cette société a une renommée internationale avec ses produits de haut niveau technologique tels que des supports d’instruments et des boîtiers d’engrenages. • La SAM, Société Aveyronnaise de Métallurgie (France), produit essentiellement des pièces pour le secteur automobile par fonderie sous pression : des colonnes de direction, porte injecteur et des pièces de compartiment moteur. D’autres projets sont en cours comme la réalisation d’une pièce de sécurité, des éléments de sièges. La SAM travaille pour d’autres secteurs industriels comme celui des bagages avec la production de cadres de valises. Les alliages utilisés sont des alliages de haute pureté. • Stone Foundries (Grande-Bretagne) essaie d’étendre ses compétences vers les alliages WE43, WE54 et Elektron 21 après avoir affirmé son savoir-faire pour l’élaboration de l’alliage GA9Z1.


C

717


13.8 Évolutions

13.8.5 Composites à matrice magnésium

Avantages

Les composites à matrices métalliques font l’objet de nombreux travaux depuis les années 1970, afin de satisfaire les exigences croissantes des industriels vis-à-vis des caractéristiques spécifiques des matériaux. Ils sont constitués de deux phases : un renfort et une matrice. L’introduction de renforts dans une matrice métallique permet : • d’augmenter les caractéristiques mécaniques spécifiques (résistance, rigidité) du matériau ; • d’étendre les domaines d’utilisation vers les hautes températures ; • d’améliorer la tenue en fatigue mécanique et thermique ; • de diminuer le coefficient de dilatation thermique ; • d’obtenir une absence de sensibilité aux rayonnements UV et à la reprise d’humidité ; • d’obtenir des propriétés amortissantes plus élevées que celles des alliages non renforcés et une bonne résistance à l’abrasion. La matrice métallique assure : • la cohésion entre les fibres ; • le transfert de charge entre celles-ci. Alliés avec une matrice magnésium, ces renforts (particules ou fibres longues) forment un matériau qui combine ces différentes propriétés à un allégement des structures fort attrayant surtout pour les industries spatiales et aéronautiques. Les alliages généralement utilisés sont les alliages Mg-Al-Zn, facilement moulables. Les composites à matrice métallique sont généralement élaborés par fonderie sous pression. Il existe peu de travaux recensés sur les composites à matrice magnésium. Il s’agit davantage d’études de faisabilité de matériaux plutôt que de développement de produits.

Exemple de développement Des études et évaluations sont toujours d’actualité concernant l’introduction du magnésium en tant que matrice pour des pièces en composite à matrice métallique. L’addition de renfort à une matrice magnésium présente un grand intérêt notamment dans le secteur aéronautique et spatial, de par une augmentation des propriétés mécaniques du fait des renforts et une réduction de la densité de la pièce du fait de la matrice en alliage de magnésium. Les renforts peuvent être sous forme de particules, fibres courtes ou fibres longues (types Al2O3, SiC ou carbone), à des fractions volumiques généralement autour de 12 % à 15 % pour les renforts courts et 50 % à 70 % pour les fibres longues. Les principales propriétés améliorées sont la résistance au fluage en température, la tenue en traction, le module d’élasticité, la dureté et la résistance à l’usure accompagnées toutefois d’une réduction de l’allongement. Le niveau d’augmentation est proportionnel aux taux de renforts ajoutés. La principale limitation pour le moment est due à la réactivité du magnésium avec certains renforts et la tenue à la corrosion. Les procédés généralement utilisés pour élaborer les MCMM sont la métallurgie des poudres et la fonderie avec l’infiltration de préforme.

13.8.6 Utilisateurs La fonderie du magnésium est en plein essor. De nombreuses études de recherche et développement sont achevées, mais ce domaine reste toujours très actif. On observe des 718



débuts d’industrialisation en série, le prix de revient est en passe de devenir très compétitif et le contexte politique et technique est tout à fait favorable. Les créneaux industriels qui devraient se développer le plus sont l’électronique et les télécommunications (pièces mobiles de haute précision ou cadres : pièces injectées sous pression), puis l’automobile dont l’intérêt est indiscutable. L’attrait vient aussi des possibilités du moulage qui réduit le nombre de pièces et facilite l’assemblage : sur un tableau de bord, le magnésium permet de supprimer les deux tiers des pièces par rapport à l’acier estampé. En France, des études sont en cours chez Renault et PSA pour intégrer des pièces (armatures de volant, de sièges, support de pédaliers) en alliages de magnésium dans leurs véhicules. Le troisième créneau en expansion concerne une activité qui combinerait pièces industrielles diverses, sports et loisirs (complexité et séries comparables) et les pièces miniatures de grandes séries. Enfin, le dernier secteur d’activité concerne l’aéronautique. Eurocopter et Turboméca ont plusieurs pièces en alliages de magnésium en cours d’homologation. Toutefois, ce secteur reste encore méfiant. Il semble que les avionneurs attendent, pour changer leurs comportements, l’aboutissement plus confirmé des développements en cours chez leurs fournisseurs.


C

13.9 Commercialisation 13.9.1 Types et formes de produits commercialisés Le magnésium et ses alliages sont commercialisés sous différentes formes : lingots, billettes, produits divisés (grenailles, poudres).

Lingots Les lingots sont élaborés à partir de trois techniques : • la plus classique consiste à alimenter par pompage une chaîne à lingoter à augets. Le passage d’un auget à l’autre est réalisé par un opérateur qui dirige le jet de métal coulant à l’air libre. En bout de chaîne, les lingots solides sont éjectés ; • des techniques plus modernes comme les coulées continues de magnésium sont exploitées et permettent une exploitation plus mécanisée et plus souple quant à la forme des lingots ; • les techniques de coulée en moules de grosses tailles permettent d’obtenir des pièces massives.

Billettes L’obtention de billettes se fait par coulée continue. Cette technique conduit à des cylindres de quelques mètres de long et de 30 à 50 cm de diamètre.

Produits divisés Cette appellation regroupe les différentes formes suivantes : • les lingotins, obtenus par sciage automatique des lingots de coulée continue (les sciures pouvant être utilisées pour les poudres) ; • les copeaux de magnésium, utilisés en chimie ou en agro-alimentaire, produits par tournage de billettes ou fraisage de lingots ; • les grenailles obtenues par broyage des copeaux et par tamisage. Leur principal usage est la désulfuration des fontes. Les granulométries généralement requises sont 0,2 à 0,8 mm et 0,2 à 1,6 mm ; 719



• les poudres obtenues par tamisage des fibres issues des grenailles. Les granulométries commercialisées sont comprises entre 1 et 300 mum. Il faut prendre de grandes précautions lors de la préparation et de la manipulation : • des copeaux : éviter toute accumulation en atelier de déchets ; • des grenailles : le conditionnement final ne peut excéder 1 m3 si le magnésium n’est pas protégé ; • des poudres, d’usage limité.

13.9.2 Réseaux de distribution et fournisseurs1

France

• Aerocast : Moulage d’alliage de magnésium par fonderie coquille et cire perdue. • Fonderie du Midi : Moulage de magnésium et des alliages de magnésium par fonderie sable et coquille. • Honsel Fonderie Messier : Moulage de magnésium et des alliages de magnésium par fonderie sable et sous pression. • SAM (Société Aveyronnaise de Métallurgie) : Moulage de magnésium et des alliages de magnésium par fonderie sable et sous pression.

Europe

• Alumetall GmbH : Moulage de magnésium et alliages de magnésium sous pression. • Dynacast Ltd : Moulage des alliages de magnésium sous pression. • Getti Speciali : Moulage en sable d’alliage de magnésium (par gravité et basse pression). • MEL (Magnesium Elektron Ltd) : Production d’alliages de magnésium. • Meridian (Italie)/TEKSID : Fonderie sable pour le secteur automobile. • Norsk Hydro AS : Production de magnésium primaire et moulage de magnésium et d’alliages de magnésium par gravité. • Stone Foundries Ltd : Moulage de magnésium et d’alliages de magnésium par gravité et cire perdue.

Fournisseurs de tôles laminées • Magnesium Elektron Ltd : Fournisseur de tôles en ZM21 et AZ31 jusqu’aux épaisseurs de 7,5 mm. • Salzgitter Magnesium Technologie GmbH : Fournisseur de tôles de faibles épaisseurs de nuances AZ31, ZM21. Les nuances AZ80, ZE10, WE43 et Elektron 21 sont en développement.

Extrusion • Alu Menziken Aerospace. • Buliden HME bv. • Honsel International Technologies. • Magnesium Elektron. • Otto-Fuchs KG.

États-Unis

Dow Chemical : Production de magnésium et d’alliages de magnésium.

1. Les adresses de ces sociétés se trouvent au paragraphe 13.11.

720


13.10 Recyclage

Meridian Technologies Inc : Moulage de magnésium et des alliages de magnésium sous pression. Norsk Hydro Canada Inc : Production de magnésium et alliages de magnésium. Moulage sous pression.

13.10 Recyclage L’accroissement de la consommation mondiale de magnésium pose le problème des déchets d’usinage et d’élaboration.

13.10.1 Traitement des déchets de production Les déchets de magnésium, pollués ou non par les fluides de coupe, ne sont pas inoffensifs. Leur stockage comporte un danger d’inflammation ou d’explosion, accru par leur finesse. Il convient de les évacuer et les traiter dans un lieu aéré et isolé.


C

Déchets fins Les boues peuvent être mélangées à cinq parts de sable et traitées ensuite par réaction avec une solution à 5 % de FeCl2 dans l’eau. Il est aussi possible de brûler les résidus secs étalés en fines couches dans un endroit adéquat.

Déchets de fonderie sous pression 90 % de ces déchets proviennent des attaques de coulées ou des copeaux. Ils possèdent une haute teneur en magnésium et peuvent être réutilisés pour la production de pièces par moulage sous pression ou dans des applications où ils vont remplacer le magnésium primaire, le plus souvent dans les alliages d’aluminium, la désulfurisation et les anodes sacrificielles. Si certains copeaux sont recyclés sans difficulté, d’autres comme le traitement des copeaux fins mélangés aux fluides de coupe est problématique. Le recyclage est à l’étude. Les 10 % restants sont surtout les scories. Leur teneur en magnésium est variable. Elles consistent principalement en sels et oxydes et doivent être mises en décharge. Pour remédier à ce problème il faut : • soit améliorer les méthodes de travail dans les fonderies pour réduire ces déchets ; • soit éviter l’emploi de sels lors des opérations de raffinage.

13.10.2 Traitement du magnésium usagé Le magnésium provenant du démantèlement des véhicules rebutés est un produit attractif du point de vue du recyclage. Sa valeur élevée autorise une opération de séparation spécifique et le métal peut être utilisé à nouveau pour la production de pièces structurelles ou en remplacement du magnésium primaire. Le recyclage vers le procédé de base est délicat à cause de la pollution par les éléments d’alliages.

13.10.3 Perspectives Les tendances actuelles poussent à la valorisation des déchets, d’autant plus que le magnésium est un métal cher et que ses applications structurelles se développent. 721



Il reste un fort potentiel de progrès au niveau du recyclage, particulièrement pour transformer les déchets d’alliages en métal propre à un coût raisonnable. De plus, L’opération se fait encore chez les producteurs et non pas chez les fondeurs.

13.11 Renseignements pratiques 13.11.1 Adresses utiles

Pôles technologiques • Institut de la technologie du magnésium (ITMg) Parc technologique de Sainte-Foy 357, rue Franquet Sainte-Foy G1 P4 N7 Québec Tél. : 00 1 418 650 2280 Fax : 00 1 418 650 3190 Sa mission est de travailler à l’expansion des marchés pour les produits du magnésium à l’échelle mondiale. L’ITMg est un centre de recherche indépendant sans but lucratif. Il exécute des contrats de recherche et de développement pour les entreprises. Pour cela il dispose d’une usine pilote et de laboratoires spécialisés. Il peut aussi fabriquer des pièces puisque ce centre a investi dans l’achat de machine à mouler sous pression en chambre chaude de 250 t et en chambre froide de 600 t et une machine de fonderie pour le moulage en sable et au plâtre. • International magnesium association (IMA) 1000 N Rand Road, Suite 214 Wauconda IL 60084 États-Unis Tél. : 00 1 847 526 2010 Fax : 00 1 847 526 3993 www.intlmag.org

Producteurs français • Aerocast ZI de la Malterie 36130 Montierchaume Tél. : 02 54 26 49 49 Fax : 02 54 26 49 50 www.microcast-sa.com/aerocast • Fonderie Messier (groupe Honsel/Fonderie Messier) ZI du Touya 64260 Arudy Tél. : 05 59 82 59 70 Fax : 05 59 05 67 49 www.honsel.com/honsel 722



• Fonderies du Midi ZI des Estoublans 19, Première avenue – BP 2014 13845 Vitrolles Cedex Tél. : 04 42 10 52 67 Fax : 04 42 79 67 15 www.fonderiesdumidi.fr • SAM (Société Aveyronnaise de Métallurgie) ZI des Prades – BP 9 12110 Viviez Tél. : 05 65 43 67 00

C

Fax : 05 65 43 10 23


www.groupearche.com

Producteurs européens • Alu Menziken Aerospace Haupstrasse 35 CH-5737 Menziken Suisse Tél. : 00 41 62 765 21 21 Fax : 00 41 62 765 21 04 www.alu-menziken.com • Alumetall GmbH (groupe Honsel) Nopitschstrasse 71 Nurnberg Bayern D-90441 Allemagne Tél. : 00 49 911 4150 0 Fax : 00 49 911 4150 337 www.honsel.com/honsel • Dynacast Ltd Precision House, Arden Road Alcester Warwickshire B49 6HN Grande-Bretagne Tél. : 00 44 1789 766 000 Fax : 00 44 1789 761 502 www.dynacast.com • Honsel International Technologies Niederbergheimer strasse 181 59494 Soest Allemagne Tél. : 00 49 2921 978 0 Fax : 00 49 2921 978 119 www.honsel.com/honsel 723

13 • Magnésium et alliages de magnésium • MEL (Magnesium Elektron Ltd) PO Box 23 Swinton Manchester Lancashire M27 8DD Grande-Bretagne Tél. : 00 44 161 911 1000 Fax : 00 44 161 911 1010 www.magnesium-elektron.com • Otto-Fuchs KG Derschlager Strasse 26 58540 Meinerzhagen Allemagne Tél. : 00 49 2354 73 0 Fax : 00 49 2354 73 201 www.otto-fuchs.com • Salzgitter Magnesium Technologie GmbH Eisenhüttenstrasse 99 38239 Salzgitter Allemagne Tél. : 00 49 5341 21 2322 Fax : 00 49 5341 21 1712 www.szmt.de • Stone Foundries Ltd Woolwich Road London SE7 8SL Grande-Bretagne Tél. : 00 44 208 853 4648 Fax : 00 44 208 305 1934 www.stone-foundries-limited.com • Teksid Aluminum Getti Speciali Srl Via Rondo Bernadi, 15 10040 Borgaretto (TO) Italie Tél. : 00 39 011 0054 311 Fax : 00 39 011 0054 350 www.teksidaluminum.com

Producteurs américains • Dow Chemical 2030 Dow Centre Midland MI 48674 États-Unis Tél. : 00 1 989 636 1000 Fax : 00 1 989 832 1556 724




www.dow.com • Meridian Technologies Inc. 25 MacNab Avenue Strathroy ON N7G 4H6 Canada Tél. : 00 1 519 246 9600 Fax : 00 1 519 245 6605 www.meridian-mag.com



BAZILE F. – Propriétés du magnésium et de ses alliages ; Données numériques sur le magnésium et ses alliages ; Traitements thermiques des alliages de magnésium. Techniques de l’Ingénieur tome II, M450 ; M453 et tome IV MI305, 1985. DUPUIS T. – Le magnésium. Nouveau Traité de chimie minérale, Tome IV, Masson, 1957. FACY G., POMPIDOU M. – Les pièces en alliages de magnésium. Précis de fonderie, AFNOR, p. 146-148, 1983. GALVIN P.-H. – Métallurgie du magnésium. Techniques de l’Ingénieur, tome VIII M2350 1994. HEMMANN F. B. – Performance and quality improvements in magnesium alloy die casting through the use of vacuum die castings equipment. International Magnesium Association : A global view of magnesium yesterday, today and tomorrow. Proceeding 50 years 1943-1993, May 11-13 1993. Houch S., MIKUCKI B. – Selection and application of magnesium and magnesium alloys, p. 455-479 ; Properties of magnesium alloys, p. 480-519. ASM Metals Handbook, Vol. 2, 1990. Lagrené G. – Fonderie et moulage des alliages de magnésium. Techniques de l’Ingénieur, tome III M820, 1991. Magnesium Alloys-Science, Technology and applications. Édité par E. Aghion et D. Elieze, 2004. PEREY J.-F. – L’avenir du magnésium : ses emplois structurels. Matériaux et Techniques n° 6-7, p. 13-17, 1993. STEVENSON A. – Heat treating of magnesium alloys. ASM Metals Handbook, Vol. 4, p. 899 à 906, 1984. SAE INTERNATIONAL – Magnesium alloy sand castings. 1992. Proceeding of the third International magnesium conference – 10/12 avril 1996. Manchester, The Institue of Materials, Édité par G.W. LORIMER. Métallurgie du magnésium et recherche d’allégement dans l’industrie des transports. Atouts industriels et économiques, 29/30 octobre 1996 à Clermont Ferrand. IMA-PREDIMAG. Le magnésium et ses alliages – Caractéristiques – Mise en œuvre – Applications. Recueil Afnor, Fascicule de documentation A65-700, 1982.

725



14 • ZIRCONIUM ET ALLIAGES DE ZIRCONIUM


D. Charquet La zircone a été découverte par Klaproth en 1789 et le premier métal impur a été préparé par Berzelius en 1824. Ce n’est qu’un siècle plus tard, en 1925, que Van Arkel et De Boers obtiennent du zirconium très pur. En 1947 commence le développement industriel du zirconium, l’amiral Rickover ayant choisi ce métal, en raison de sa faible section de capture des neutrons thermiques, pour le cœur de la chaudière du premier sous-marin nucléaire. La même année, le procédé Kroll de réduction du titane est mis au point pour le zirconium, procédé qui est encore utilisé aujourd’hui. En 1952 l’alliage zircaloy 2 est choisi pour le Nautilus. Cet alliage est encore de nos jours d’un usage général dans les réacteurs de puissance à eau bouillante. En 1959 est construit le premier réacteur nucléaire civil aux États-Unis. La France, pour les mêmes raisons que les États-Unis, c’est-à-dire la construction d’un sous-marin à propulsion nucléaire, entame ses premiers travaux sur l’élaboration du métal en 1954.

14.1 Notions de base. Fabrication Le zirconium n’est pas un métal rare puisque, dans l’écorce terrestre, il est au 6e rang des métaux classés par ordre d’abondance après l’aluminium, le fer, le magnésium, le titane et le manganèse. Ce n’est donc pas sa rareté qui fait son prix, mais les technologies à mettre en œuvre pour passer du minerai aux demi-produits. Ce métal possède certaines particularités : • une grande solubilité de l’oxygène ; • une très faible solubilité des éléments d’alliages comme le fer, le chrome, le nickel, le silicium ; • un réseau hexagonal qui justifie l’importance de la texture sur les propriétés ; • un film d’oxyde très protecteur jusqu’à 300-400 °C ; • une très forte réactivité avec les espèces oxydantes au-delà de ces températures, • enfin de très mauvaises propriétés de frottement. L’unique minerai utilisé est le zircon, ZrSiO4, que l’on trouve dans de nombreux sables, notamment en Australie et Afrique du Sud. Ce composé contient toujours du hafnium (2 à 4 %) qu’il faut séparer du zirconium car cet élément est trop absorbant pour les neutrons thermiques (103 barns contre 0,18 pour le zirconium). De plus, le zircon constitue le seul minerai pour l’obtention de hafnium. Les séquences d’élaboration sont, depuis le zircon : 727



• une carbochloration en lit fluidisé qui produit un mélange HfCl4-ZrCl4 avec élimination sous forme gazeuse de SiCl4 et CO ; • la séparation de HfCl4 et de ZrCl4 par un procédé liquide/liquide (États-Unis) ou distillation en bain de sel fondu (France) ; • la réduction de ZrCl4 par le magnésium (procédé Kroll). • la distillation sous vide pour l’élimination du MgCl2 et du magnésium résiduels et emprisonnés dans les porosités du zirconium ; • l’obtention d’un bloc d’éponge, de 500 à 1 200 kg, qui est broyé en grains de 10 à 20 mm de diamètre ; l’appellation éponge est due aux nombreuses porosités qui existent dans le produit. Les principales impuretés non volatiles sont : • le fer (moins de 1 000 ppm), • l’oxygène (moins de 1 000 ppm), • le hafnium (moins de 100 ppm). Cette éponge sert à la fabrication des alliages selon les séquences suivantes : • le mélange de grains d’éponge avec les éléments d’alliages, suivi d’une compression à froid pour constituer des compacts de 20 à 60 kg ; • les assemblages des compacts par soudage, le plus souvent par faisceau d’électrons, pour constituer une électrode cylindrique de 1 à 4 tonnes et d’un diamètre de 200 à 450 mm ; • une première fusion sous vide dans un four à arc à électrode consommable avec creuset en cuivre refroidi par circulation d’eau ; cette première fusion élimine les impuretés résiduelles volatiles comme le magnésium et le chlorure de magnésium ; • l’assemblage par soudage de plusieurs lingots de première fusion afin de constituer l’électrode pour une deuxième fusion sous vide ; cette deuxième fusion assure l’homogénéité de la répartition des éléments d’alliage ; • souvent une troisième fusion sous vide est pratiquée. Le lingot final obtenu, pesant 3 à 8 tonnes pour un diamètre de 500 à 730 mm, est exempt de défauts de nature inclusionnaire, du fait de la chaîne d’élaboration utilisée. Ensuite toute la transformation à chaud se fait à l’air avec des outils conventionnels : forgeage en rond ou brame, laminage de tôle, filage en ébauche pour tube. La transformation à chaud, avant reprise par transformation à froid se termine au stade : • d’une épaisseur de 2 à 8 mm pour les tôles ; • d’un diamètre de 10 à 30 mm pour les barres ; • d’une ébauche pour tube avec 30 à 100 mm de diamètre extérieur et 3 à 25 mm pour l’épaisseur de la paroi. À ce stade, la surface est conditionnée pour retrouver un aspect métallique exempt de défauts (criques, repliures, incrustations). La transformation se poursuit par des cycles écrouissage à froid/recuit sous vide ou sous gaz neutre. Les écrouissages pratiqués dépendent du mode de sollicitation : • de l’ordre de 50 % pour les tôles, • jusqu’à 80 % et même plus pour le laminage de tube sur laminoir à pas de pèlerin, • de l’ordre de 50 % par martelage de barre, • de l’ordre de 10 à 20 % par étirage, • jusqu’à 90 % pour le laminage de fil sur laminoir à gorge. 728


14.2 Normalisation

Les recuits intermédiaires, qui visent à obtenir le plus souvent une recristallisation, peuvent être de quelques minutes entre 700 et 750 °C ou de quelques heures entre 570 et 700 °C. Pour les fabrications liées aux applications nucléaires, les gammes de transformation ont été définies : • pour avoir les phases précipitées avec une répartition la plus régulière possible pour la corrosion. C’est pourquoi une trempe depuis ce domaine ß est systématiquement pratiquée à un stade donné de la gamme ; après cette trempe, toutes les transformations à chaud et tous les recuits doivent être impérativement effectués dans le domaine α ; • pour avoir des tailles de précipités adéquates pour la corrosion. Ainsi dans les zircaloy, des précipités fins pour les réacteurs à eau bouillante permettent d’éviter que ne se développe une corrosion hétérogène, dite nodulaire ; ces précipités fins sont obtenus par exemple avec des recuits intermédiaires à basse température. En revanche dans les réacteurs à eau pressurisée, des précipités plus gros sont indispensables pour une bonne tenue à la corrosion uniforme, ce qui implique d’effectuer des recuits à plus haute température ; • des textures bien définies, pour faciliter les mises en forme, ou maîtriser les déformations, sous irradiation par exemple.


C

14.2 Normalisation 14.2.1 Classification des alliages de zirconium Les alliages de zirconium, peu nombreux, sont faiblement alliés pour satisfaire au compromis entre une bonne tenue à la corrosion et une faible absorption neutronique. Parmi eux, les zircaloy représentent environ 90 % des matériaux produits industriellement. Les principaux alliages sont : • le zircaloy 2 qui contient 1,2 à 1,7 % d’étain, 0,07 à 0,20 % de fer, 0,05 à 0,15 % de chrome, 0,03 à 0,08 % de nickel. Cet alliage est utilisé dans les réacteurs à eau bouillante ; • le zircaloy 4 qui contient : 1,2 à 1,7 % d’étain, 0,18 à 0,24 % de fer, 0,07-0,13 % de chrome. Cet alliage est utilisé dans les réacteurs à eau pressurisée. • le zirconium à 2,5 % de niobium, utilisé pour les tubes de force des réacteurs CANDU ; • le zirconium à 1 % de niobium, utilisé dans les réacteurs de l’ex-URSS et qui peut se substituer avantageusement au zircaloy 4 dans les réacteurs occidentaux à eau pressurisée ; • le zirconium de qualité courante pour les applications non nucléaires, c’est-à-dire essentiellement pour des usages en génie chimique, et appelé couramment zirconium 702. Les alliages pour usage nucléaire contiennent moins de 100 ppm de hafnium, voire moins de 50 ppm. En revanche pour les usages non nucléaires, le hafnium est toléré jusqu’à 4,5 %. L’oxygène est en général considéré comme un élément d’alliage et sa teneur est souvent contrôlée pour se situer dans un intervalle entre 900 et 1 600 ppm. Le tableau 14.1 donne deux exemples de teneurs limites en impuretés.

14.2.2 Normes Un consensus international fait que les normes ASTM des États-Unis constituent une référence aussi bien en Europe qu’au Japon. Le tableau 14.2 résume les principales normes en usage. 729



en œuvre

Tableau 14.1 – Limites de teneur en impuretés typiques (normes ASTM, teneurs en ppm pondérales). Zirconium non allié grade 702 pour application non nucléaire Zr + Hf > 99,2 %

Zircaloy 4 application nucléaire

Al

075

B

00 00,5

Cd C

000 0,5 00 500

270

Cr

élément d’alliage

Co

020

Cu

050

Hf

45 000

100

H

00 50

025

Fe


Mn

050

Mo

050

Ni

070

N

00 250

080

Si

120

Sn


W

100

U (total)

00003,5

Fe + Cr

< 2 000

14.3 Propriétés d’usage et de mise en œuvre 14.3.1 Données structurales

Structure

Le zirconium présente une transformation allotropique à 865 °C pour le métal pur. Hexagonal compact en dessous de cette température, il est cubique centré au-dessus. Ceci induit des transformations de phases analogues dans les alliages, et gouverne largement les structures observées et le choix des gammes de fabrication. Certains éléments comme l’oxygène, l’azote, l’étain sont des éléments dits alphagènes c’est-à-dire qu’ils augmentent le domaine d’existence de la phase α ; ces éléments, du côté zirconium conduisent à des diagrammes binaires de type peritectoïde, autrement dit, ils sont plus solubles en α qu’en β. D’autres éléments comme le fer, le chrome, le nickel sont des éléments dits bêtagènes : • ils augmentent le domaine d’existence de la phase β ; • ils forment des diagrammes de type eutectoïde ; 730



Tableau 14.2 – Normes ASTM concernant le zirconium.

Zirconium/zirconium alloys-non nuclear applications

Zirconium/zirconium alloys nuclear applications

Calculation of corrosion rates/related information from electrochemical measurements, practice, G102 (03.02) – bar and wire, hot- and cold-finished, spec., B550 (02.04) – catings (for general applications) spec., B752 (02.04) – cleaning/descaling zirconium/zirconium alloy surfaces, practice. B614 (0.04) – corrosion testing of products of zirconium/hafnium/their alloys, in water at 690 °F/steam at 750 °F, test, (for metric see G2M), G2 (03.02) – flat-rolled products, spec., B551 (02.04) – forgings (Zr/Zr alloy), UNS R60702/60704/R60705, spec., B493 (02.04) – hafnium content – Zr/Zr alloys, using d-c argon plasma ingots (Zr/Zr alloy) spec., B495 (0.04) – primary zirconium (UNS R60702, R50703), sponge/chunklets/other forms, spec., B494 (02.04) – pipe (Zr/Zr alloy), seamless/welded, UNS R60702/R60704/R50705, spec., B658 (02.04) – tubes – Zr/Zr alloy, seamless/welded, UNS R60702/R60703/ R60704R60705, spec., B523 (02.04) – welding fittings (Zr/Zr alloy), seameless/welded, spec., B653 (02.04)


Zirconium

– bar, rod, and wire hot-rolled/cold-finished, spec., B351 (02.04) – cleaning/descaling zirconium/zirconium alloy surfaces, practice, B614 (02.04) – corrosion testing of products of sirconium/hafnium/their aloys in water at 690 °F/steam at 750 °F, test, (for metric see G2M), G2 (03.02) ingots (Zr/Zr alloy) vacuum arc-melted (for nuclear application), spec., B350 (02.04) – sheet, strip, and plate, hot-and cold-rolled, spec., B352 (02.04) – sponge/other forms of virgin metal (zirconium metal), for nuclear application, spec., B349 (02.04) – tubes (wrought Zr/Zr alloy), seamless/welded (for nuclear service), spec., B353 (02.04) – wrought zirconium alloy seamless tubes (for nuclear reactor fuel cladding) spec., B811 (02.04).

• ils sont plus solubles en β qu’en α. Les solubilités du fer, chrome ou nickel en α sont inférieures à la centaine de ppm à 750 °C. Étant donné les faibles ajouts d’éléments d’alliages, toujours inférieurs aux compositions des eutectoïdes ou péritectoïdes, il existe toujours un domaine d’existence en température couvrant un domaine α + β dans lequel il y aura : • de la phase α enrichie en éléments alphagènes ; toutefois cet enrichissement en étain, oxygène et azote demande plusieurs heures de maintien pour être perceptible ; 731



• de la phase β enrichie en éléments bêtagènes ; cet enrichissement en fer, chrome et nickel par exemple, qui sont des éléments diffusant très rapidement, s’effectue souvent en quelques secondes. Les alliages contiennent simultanément des éléments alphagènes et bêtagènes ; à cet égard le zirconium 702 est à considérer comme un alliage car il contient systématiquement de l’oxygène ainsi que du fer à un niveau supérieur à sa limite de solubilité en α. Pour les zircaloy, les transus d’une nuance courante à 1 200 ppm d’oxygène, sont : • 805 °C pour le transus α + intermétallique / α + β + intermétallique ; • 830 à 850 °C pour le transus α + β + intermétallique / α + β ; • 980 °C pour le transus α + β / β. La transformation β → α est une réaction clé car elle conduit aux structures qu’on trouve sur lingot, sur soudure et après trempe depuis β. Cette transformation est de type martensitique ou bainitique selon les vitesses de refroidissement et selon les alliages considérés. Dans tous les cas, l’examen micrographique révèle une structure d’aspect aciculaire type Widmanstätten ; toutefois cet aspect aciculaire, observé sur un plan de coupe micrographique, peut correspondre dans l’espace soit à des aiguilles individuelles enchevêtrées, soit à des familles de lattes ou de plaquettes d’orientations variées. Les grains β existant avant cette transformation ont des diamètres variables, de plus de 10 mm sur lingot, jusqu’à moins de 0,5 mm, par exemple sur des barres de 12 mm de diamètre, traitées quelques minutes en phase β. Dans le cas des alliages comme le zirconium 702 ou les zircaloy, pour une vitesse de refroidissement inférieure à environ 50 K/s, il y a précipitation des éléments bêtagènes sous forme d’intermétalliques aux joints des aiguilles de phase α ; leur nature dépend des alliages : • Zr3Fe et quelquefois Zr(CrFe)2 dans le 702, • Zr(CrFe)2 et Zr2Fe dans le zircaloy 4, • Zr(CrFe)2 et Zr2Ni dans le zircaloy 2. À partir de cette structure, les déformations ultérieures dans le domaine α + intermétalliques constituent un simple malaxage du métal pour briser la structure aiguillée et bien répartir les phases précipitées. Le produit final obtenu comprend alors, après recristallisation, une matrice de grains α équiaxes de 5 à 25 µm de diamètre avec une précipitation bien répartie. Ces précipités sont très fins lorsqu’ils sont constitués de Zr(CrFe)2 avec un diamètre inférieur à 0,25 µm ; en revanche les précipités de Zr3Fe peuvent atteindre un diamètre de 3 à 5 µm. Les impuretés à signaler sont : • une solubilité quasiment nulle de l’hydrogène à la température ambiante, c’est-à-dire que des hydrures sont toujours présents ; • une solubilité du phosphore et du silicium très faible (inférieure à 15 ppm) donnant des précipités de type Zr3(SiP), leur influence, néfaste ou bénéfique, n’a pu être démontrée ; • une très faible solubilité du chlore, inférieure à 2 ppm ; • une faible solubilité du carbone, voisine de 180 ppm.

Texture La texture constitue une caractéristique importante, d’autant plus que la maille hexagonale est très anisotrope (tableau 14.1 pour la dilatation par exemple). Citons comme autre exemple d’anistropie la dureté sur monocristaux qui varie d’un facteur 2 selon 732



en œuvre

que la mesure est faite parallèlement à l’axe c (200 HV) ou parallèlement à l’axe a (100 HV). Les matériaux les moins anistropes sont ceux traités en phase β puisque chaque grain β se décompose en aiguilles de phase α avec 12 possibilités d’orientation. En effet la transformation se fait selon les relations d’orientations suivantes : • (110)β → (0002)α (soit 6 possibilités) à partir des 6 plans de type (110) ; • β → α (soit 2 possibilités par plan) en ce qui concerne les directions. Sur les produits déformés en α et recristallisés, la texture se caractérise par : • un axe c situé préférentiellement dans le plan DN/DT (directions normale et transverse) et faisant un angle avec DT compris entre 0 et 40° (15 à 30° le plus couramment) ; • la direction à 30° de DL (direction longitudinale). La figure 14.1 montre un exemple typique de texture que l’on peut trouver sur tôle, sur tube et sur barre.


C

Direction longitudinale

Direction longitudinale

22

33

44

11 11 Direction transverse

5 5

22

1 1

22

0,5 0,5

0,5 0,5

a)

b) b)

a)

Figure 14.1 – Figures de pôles complètes typiques d’un état recristallisé : a) plan (0002) ; b) plan (1010).

Recristallisation Le tableau 14.3 donne quelques exemples de conditions pour avoir une recristallisation totale des zircaloy et de la nuance 702. La recristallisation modifie aussi la texture : la principale évolution concerne la rotation autour de l’axe c de 30° du prisme à base hexagonale.

14.3.2 Propriétés physiques Ce métal a un aspect gris rappelant celui des aciers inoxydables, mais légèrement plus foncé. Il se caractérise par : • un haut point de fusion, • une transformation de phase à l’état solide, • une densité moyenne, • des propriétés qui dépendent souvent de la texture. Le tableau 14.4 donne quelques-unes de ses propriétés physiques. 733



en œuvre

Tableau 14.3 – Conditions limites pour avoir une recristallisation totale.

Zircaloy Écroui de 20 % Écroui de 50 % Écroui de 80 % Écrouissage critique (~1 à 4 %)

8 à 16 h à 600 °C, 1,5 à 3 h à 650 °C 3 à 5 h à 600 °C, 1 h à 650 °C, quelques min à 700 °C 0,5 à 2 h à 600 °C, quelques min à 650 °C ne pas dépasser 2 h à 580 °C

Grade 702 Écroui de 25 % Écroui de 50 % Écroui de 75 % Écrouissage critique (2 à 8 %)

1,5 h à 630 °C 1,5 h à 600 °C 4 h à 550 °C ne pas dépasser 1,5 h à 500 °C

14.3.3 Propriétés mécaniques

Dureté Le tableau 14.5 donne des exemples de valeurs de dureté, qui montrent les influences de la texture, de la vitesse de trempe, de la teneur en oxygène et de l’écrouissage. On notera que la trempe a un effet durcissant relativement faible, par comparaison à d’autres matériaux.

Traction Le tableau 14.6 donne quelques caractéristiques de traction pour divers produits et nuances. Le tableau 14.7 montre l’influence de la température d’essai sur du zirconium non allié. Dans le sens long, la charge de rupture est plus faible que dans le sens travers et inversement pour la limite d’élasticité. Dès 100 °C, l’influence de la température devient déjà perceptible.

Fluage La figure 14.2 montre l’influence de la contrainte sur la vitesse de fluage du zirconium non allié. Ce dernier flue déjà à la température ambiante de façon non négligeable.

Fatigue Les rares données qui existent sont difficiles à synthétiser parce que les matériaux sont souvent différents ou mal connus, et qu’il existe de nombreuses variantes dans les conditions d’essai. À titre d’exemple, pour du zirconium non allié à structure équiaxe à la température ambiante, la limite d’endurance à 5 x 106 cycles à contrainte moyenne nulle se situe entre 135 et 230 MPa selon les sources ; elle descend de 70 à 130 MPa à 200 °C. Ces limites sont abaissées quelquefois de plus de 50 % sur des structures aciculaires (traitements en phase β et soudures). 734



Tableau 14.4 – Propriétés physiques du zirconium. N° atomique Masse atomique

4

Section efficace d’absorption des neutrons thermiques Structure cristalline : – Zr α réseau hexagonal compact – Zr β réseau cubique centré

0,18 barn a = 0,323 nm c = 0,514 nm c/a = 1,59 à 865 °C, a = 0,361 nm

Température de transition α/β

865 °C

Chaleur de transformation α/β

42,2 kJ/kg

Diamètre atomique

0,160 nm

Masse volumique

6,5 t/m3

Température de fusion

1 852 °C

Chaleur de fusion

25 kJ/kg

Température d’ébullition

~ 5 000 °C

Chaleur de vaporisation

6 520 kJ/kg

Coefficient de dillatation thermique de la phase α – selon c – selon a – en volume Module d’élasticité – à 25 °C – à 300 °C – à 600 °C Module de torsion à 25 °C


Valence

40 91,2

0 9,213 × 10–6 K–1 0 5,145 × 10–6 K–1 19,756 × 10–6 K–1 95 GPa 77 GPa 58 GPa 33,7 GPa

Coefficient de Poisson

0,35

Conductivité thermique – à 25 °C – à 250 °C – à 800 °C – à 1 600 °C

21,2 W/(m.K) 18,6 W/(m.K) 22,2 W/(m.K) 32,6 W/(m.K)

Capacité thermique massique

0,28 kJ/(kg.K)

Résistivité électrique – à 25 °C – à 400 °C – à 750 °C – à 1 000 °C – à 1 300 °C

050 μΩ.cm 100 μΩ.cm 130 μΩ.cm 115 μΩ.cm 122 μΩ.cm

Susceptibilité magnétique χ

– 0,45 10–5

735



en œuvre

Contrainte (MPa)(MPa) Contrainte 000 1 1000

200 °C 200°C

25 °C 25°C 100 °C 100°C 300 °C 300°C

100 100

10 10 0,000001 0,000001

0,00001 0,00001

0,0001 0,0001

0,001 0,001

0,01 0,01

0,1 0,1 Vitesse de (% h –1(%) ) Vitesse defluage fluage

Figure 14.2 – Résistance au fluage du zirconium 702.

Tableau 14.5 – Dureté Vickers à 25 °C. Matériau

Dureté HV

Tôle zircaloy recristallisée axe selon direction normale axe selon direction transverse axe selon direction longitudinale

191 159 157

Barre ø 25 en zircaloy trempée eau depuis β à 1 mm de la surface à 2 mm de la surface à 3 mm de la surface à 5 mm de la surface à 8 mm et au-delà

230 210 195 175 160

Zircaloy à 1 000 ppm oxygène à 5 000 ppm oxygène à 10 000 ppm oxygène à 20 000 ppm oxygène

160 270 400 550

Tôle zircaloy recristallisée écrouie de 20 % écrouie de 40 % écrouie de 60 % écrouie de 80 %

200 233 252 261 267

736



en œuvre

Tableau 14.6 – Caractéristiques de traction du zirconium et de ses alliages.

Charge de rupture (MPa)

Type de métal Zirconium ultra pur recristallisé

L

230

Limite Allongement d’élasticité à rupture (MPa) (%) 80

30

Spécification ASTM B 353-83 pour tubes nucléaires : caractéristiques minimales Zr nucléaire non allié Zircaloy 2, zircaloy 4 recuit Zr – 2,5 Nb

296 413 448

138 241 310

25 20 20

C

Zircaloy 2, zircaloy 4 recuit

Température ambiante 316 °C

413

241

14

214

103

24


Spécification ASTM B 351-81 pour barres et fils : caractéristiques minimales

Spécification ASTM B 352-79 pour tôles et feuillards : caractéristiques minimales Zr nucléaire, recuit Zircaloy 2 Zircaloy 4 Recuit

}

Écroui à froid Zr – 2,5 Nb Recuit

Température ambiante Température ambiante 288 °C Température ambiante Température ambiante

{ LT { LT { LT { LT { LT

296 296 400 386 186 179 510 510 448 448

138 207 241 303 103 120 344 385 310 344

18 18 25 25 30 30 15 15 20 20

L : sens long, direction laminage ; T : Sens travers.

Résilience Pour un matériau courant, type zirconium 702 non allié, les valeurs de résilience varient dans un très large éventail sans aucune mesure avec les variations observées sur les autres propriétés. Le tableau 14.8 montre l’influence sur cette propriété de quelques facteurs, dont certains sont déterminants, comme l’hydrogène dans l’intervalle 0 à 50 ppm qui est celui spécifié pour le 702. Le facteur orientation est important à plus d’un titre, d’une part à travers la texture et le mode de prélèvement, et d’autre part à travers l’orientation des hydrures qui dépend partiellement de la texture. Les structures aiguillées ont une résilience plus faible que les structures équiaxes ; en revanche la résilience dépend beaucoup moins du sens de prélèvement.

14.3.4 Réaction avec les gaz et oxydation Le zirconium absorbe très rapidement l’hydrogène à partir de 270 °C. Cette absorption est freinée par la présence d’un film d’oxyde, même par celui existant naturellement sur 737



en œuvre

Tableau 14.7 – Influence de la température sur les propriétés de traction d’une tôle en zirconium 702 (O2 = 800 ppm ; Hf = 2,2 %). Température (°C)

Charge de rupture (MPa)

Limite d’élasticité (MPa)

Allongement à rupture (%)

20

{ TL

470 440

370 400

23 18

50

{ LT

450 430

370 390

24 18

100

{ LT

400 370

330 340

29 23

150

{ LT

350 340

300 310

34 21

200

{ LT

330 300

280 270

30 20

250

{T

L

280 260

250 240

25 19

300

{T

L

260 230

230 200

21 19

le métal qui n’a que quelques nanomètres d’épaisseur. Au-delà de la limite de solubilité, pratiquement nulle à 25 °C et voisine de 200 ppm à 400 °C, il y a, dans le métal, formation d’hydrures qui le fragilisent. L’azote commence à réagir rapidement avec le zirconium à partir de 700 à 800 °C pour former une couche d’aspect dorée de ZrN. L’azote doit être extrêmement pur, car en présence de traces d’oxygène ou de vapeur d’eau, c’est l’oxydation qui prévaut. Jusqu’à 300 à 350 °C, la faible oxydation dans l’oxygène, l’air, la vapeur d’eau et dans le gaz carbonique permet d’envisager l’utilisation du zirconium dans ces milieux ; il se forme une couche dure et adhérente de zircone d’abord avec des reflets jaunes, verts, bleus, puis noire ou grise. Pour certains de ces milieux, des alliages spécifiques ont été développés : les zircaloy pour l’eau et la vapeur, des alliages avec ajout de cuivre pour le gaz carbonique. Aux températures élevées, l’oxydation s’accroît notablement et l’on constate une desquamation de l’oxyde pour des épaisseurs de 100 à 200 µm. Associée à cette couche d’oxyde il existe une sous-couche de diffusion de l’oxygène, d’aspect métallique, qui conduit à un durcissement notable du métal superficiel. Le tableau 14.9 montre que cette couche est relativement importante par rapport à la couche d’oxyde.

14.3.5 Résistance dans les milieux chimiques Le zirconium est naturellement protégé par une couche de zircone de quelques nanomètres qui le rend résistant à la corrosion dans de nombreux milieux. Il a une bonne tenue : 738



en œuvre

Tableau 14.8 – Essai de résilience sur éprouvette KCV pour du zirconium, nuance 702.

Résilience (J/cm2)

Sens de prélèvement LT TL

027 073

Traitement final en α recristallisé en α + β en β et soudure

160 040 025


Influence

Hydrogène 5 ppm 25 ppm 50 ppm

080 027 015

1 000 ppm 2 000 ppm

15 08

à – 100 °C à 25 °C à 100 °C à 200 °C à 300 °C

016 018 027 067 140

Oxygène

Température

LT : éprouvette sens L, entaille sens T. TL : éprouvette sens T, entaille sens L.

Tableau 14.9 – Zirconium non allié. Ordre de grandeur de l’épaisseur (e) de la couche d’oxyde et de la zone de diffusion de l’oxygène après 10 heures.

e oxyde (μm)

e zone de difusion (μm)

600 °C

03

008

700 °C

10

020

800 °C

30

100

739

14 • Zirconium et alliages de zirconium • dans • dans • dans • dans • dans


H2SO4 jusqu’à 80 % à 25 °C et 65 % à l’ébullition, HCl jusqu’à l’ébullition, HNO3 jusqu’à 70 % et 250 °C, NaOH, la plupart des milieux organiques.

C’est un des rares matériaux à résister à la fois dans les milieux acide, basique et organique. La tenue des soudures est en général moins bonne que celle du métal de base. Le zirconium ne résiste pas dans les milieux suivants : • tous les milieux contenant des traces de fluor, • les milieux chlorés et oxydants. Le zirconium est susceptible de subir une corrosion sous contraintes dans quelques milieux : • FeCl3, • des mélanges alcool-acide, • les halogènes, • certains bains de sels fondus.

14.3.6 Mise en œuvre

Formage

Le coefficient d’écrouissage, est plutôt faible (environ 0,1) alors que le coefficient d’anisotropie sur tôles est plutôt élevé et souvent supérieur à 4. Il s’ensuit que le zirconium se déforme bien par rétreint, mais de façon plutôt médiocre par expansion. Pour les produits minces (e = 0,5 mm) le rayon de pliage correspond à 1,5 fois l’épaisseur et l’indice Eriksen est de l’ordre de 10 mm. Ce dernier diminue avec l’augmentation de l’épaisseur de la tôle. En pratique on recommande un rayon de pliage supérieur à 3e pour les tôles d’épaisseur inférieure à 5 mm ; pour les tôles plus épaisses on recommande un rayon de pliage supérieur à 5e. Pour les tubes, des rayons de cintrage de quatre à cinq fois le diamètre du tube sont souvent pratiqués sans difficultés. La mise en forme est grandement facilitée à température tiède (100 à 200 °C). La mise en forme de structure aiguillée (soudure) est délicate.

Soudage Le zirconium se soude très bien à condition d’opérer sous vide, sous argon ou sous hélium, pour éviter toute oxydation, nitruration ou hydruration. On peut utiliser indifféremment les modes TIG, MIG, faisceau d’électrons, laser, plasma et par résistance ; pour ce dernier mode le soudage est souvent effectué à l’air. Le zirconium peut se souder au tantale, au titane, à l’hafnium, au niobium, mais ne peut pas être soudé aux autres matériaux tels que les aciers. Le brasage n’est pas une technique courante et n’est pratiquement pas développé.

Usinage Les vitesses de coupe à utiliser sont relativement faibles : de 25 à 40 m/min en tournage par exemple. On utilise soit des aciers à outil, soit des outils avec plaquettes carbures qui permettent un très léger gain sur les vitesses. 740


14.4 Applications

Les outils ont des géométries comparables aux outils utilisés pour les aciers austénitiques. La lubrification, huile soluble le plus souvent, a surtout pour intérêt d’éviter les échauffements et donc les risques d’inflammation.

Préparation de surface, décapage, appareillage fini Pour les pièces fortement oxydées il y a lieu, dans un premier temps, d’éliminer mécaniquement la couche d’oxyde, aucun réactif chimique ne dissolvant la zircone. Cette élimination se fait couramment par usinage, meulage, sablage, grenaillage… Par usinage on élimine simultanément l’oxyde et la couche de diffusion d’oxygène. En revanche après sablage ou grenaillage, un décapage ultérieur est nécessaire pour éliminer la sous-couche de diffusion. Les abrasifs les plus courants sont l’alumine et le carbure de silicium, qui sont utilisés pour le sablage, le meulage, le ponçage, le polissage. Les bains de décapage sont des bains fluonitriques. Un bain courant est un bain contenant :


C

• 5 % du volume de HF à 40 %, • 45 % en volume de HNO3 à 70 %, • 50 % en volume d’eau. Il y a un excès d’acide nitrique : • pour minimiser l’hydruration, • pour minimiser les redépositions d’étain dans le cas de décapage d’alliage type zircaloy, • pour conférer un état de surface plus brillant. C’est principalement la teneur en HF qui pilote la vitesse d’attaque, et les teneurs en acide du bain ci-dessus peuvent être diminuées, par deux par exemple, pour avoir une attaque plus lente et minimiser les échauffements. Ces derniers peuvent être une cause de l’emballement très rapide du décapage si le bain n’est pas suffisamment agité. Pour éviter toutes traces nuisibles de fluorures, il y a lieu d’effectuer après décapage un transfert le plus rapide possible vers la station de rinçage à l’eau. Sur appareillage fini il est conseillé d’effectuer un recuit de l’ordre de 1 heure à 500 °C pour détensionnement. Dans ce cas le recuit peut être effectué à l’air.

Hygiène et sécurité Le zirconium métal ne présente aucune toxicité. En revanche le principal danger provient de sa pyrophoricité lorsqu’il est divisé. Ainsi de la poudre de 3 µm s’enflamme spontanément à l’air, alors que la poudre de 18 µm s’enflamme à 350 °C. Des traces d’humidité aggravent le risque d’inflammation et d’explosion de poudre de zirconium. Des précautions doivent être prises lorsque des fines de métal sont générées par usinage de copeaux fins, grenaillage, sablage ou polissage. Un stockage provisoire de petites quantités sous eau dans un lieu approprié est envisageable avant destruction.

14.4 Applications La principale application des alliages de zirconium concerne le gainage de l’oxyde d’uranium et la structure des assemblages combustibles dans les divers réacteurs 741



nucléaires de puissance : réacteur à eau pressurisée et à eau bouillante en Occident et dans les pays de l’ex-URSS, réacteur de type CANDU à eau lourde. Les principales propriétés requises sont : • la transparence aux neutrons thermiques, • la résistance à la corrosion par l’eau et les produits de fission de 280 à 340 °C, • la ductilité associée à une bonne résistance mécanique à chaud, • la soudabilité, la stabilité sous irradiation, • l’étanchéité aux produits de fission comme le tritium. La seconde application est son utilisation dans l’industrie chimique grâce à sa bonne tenue à la corrosion dans de nombreux milieux agressifs. Les autres applications sont marginales et concernent l’ajout de zirconium comme élément d’alliage dans des bases magnésium, aluminium, cuivre et aciers. Ces applications non nucléaires représentent environ 10 % de l’emploi du zirconium métal.

14.5 Nouveaux produits Les zircaloy sont d’un emploi généralisé depuis environ 1955 dans les réacteurs nucléaires, et ils ont donné satisfaction pour des durées de vie des assemblages combustibles de 3 à 4 ans. Dans la période 1985-1995, tous les utilisateurs ont exigé des assemblages à durée de vie plus longue (5 à 6 ans) et cela dans des conditions plus sévères d’utilisation. Ces nouvelles conditions condamneront l’emploi des zircaloy 4, c’est pourquoi aujourd’hui de nouveaux alliages sont testés en réacteur dans le monde entier. Les nuances actuellement étudiées sont, pour les réacteurs à eau pressurisée, des alliages base Zr1Nb avec ajout d’étain et de fer, soit des alliages de type zircaloy avec des teneurs plus faibles en étain et des teneurs plus fortes en fer et chrome ; dans certains de ces alliages le vanadium a été substitué au chrome. Il faut aussi noter l’emploi de tubes-gaines composites constitués d’une âme interne en zircaloy 4 et d’une couche externe en un alliage plus résistant à la corrosion et dont l’épaisseur représente 10 à 20 % de l’épaisseur totale du tube. Dans les réacteurs à eau bouillante, depuis une quinzaine d’années, des tubes composites sont utilisées. Dans ceux-ci c’est le zircaloy 2 qui constitue la partie externe avec, à l’intérieur, une épaisseur de zirconium relativement pur représentant 10 à 20 % de l’épaisseur totale du tube. Ces composites sont utilisés pour éviter la corrosion sous contrainte due en partie aux produits de fission contenus dans la gaine. Des composites avec des alliages très faiblement alliés en remplacement du zirconium non allié sont testés en réacteur. Pour remplacer le zircaloy 2, des alliages de type zircaloy, mais avec moins d’étain et plus de fer et chrome, sont également à l’essai sous irradiation.

14.6 Commercialisation 14.6.1 Producteurs L’organisation industrielle du monde du zirconium peut se schématiser ainsi : • des entreprises intégrées qui assurent la production du minerai jusqu’aux demi-produits y compris le feuillard ; elles sont trois dans le monde occidental : Cezus en France (groupe 742



Framatome), Wah Chang et Westinghouse aux États-Unis. La capacité totale de ces industriels est de l’ordre de 5 000 à 7 000 t/an d’éponge ; • des tubistes qui s’approvisionnent auprès des entreprises ci-dessus en tubes intermédiaires, par exemple 44,5/29,2 mm de diamètre (diamètre extérieur/diamètre intérieur), et qui poursuivent la transformation jusqu’aux tubes gaines ou tubes-guides. Ces tubistes, pour le plus grand nombre, sont des filiales ou sont intégrés aux concepteurs et fabricants de centrales : Framatome, Westinghouse, Siemens, General Electric. Comme autres producteurs de zirconium on peut citer : • la Russie qui approvisionne tous les pays de l’ex-URSS ; • l’Inde qui assure une production pour ses besoins internes.

14.6.2 Produits

C

Pour le nucléaire les produits finis sont :


• des tubes sans soudure de 10 mm de diamètre et d’environ 0,6 mm d’épaisseur, appelés tubes-gaines et tubes-guides ; • des tôles et des feuillards de 3 à 0,4 mm d’épaisseur, • des barres de 10 à 16 mm de diamètre. Mais, bien sûr, beaucoup d’autres produits peuvent être fabriqués pour les autres applications, par exemple : • les tôles aciers plaquées zirconium, • des pièces moulées, • des poudres.

14.7 Renseignements pratiques 14.7.1 Bibliographie BERANGER G., LACOMBE P., TRICOT R. – Le Zirconium. Matériau pour industries chimiques. Les Éditions de physique, 1992. CAILLETAUD G., LEMOINE P. – Le Zirconium. Journées d’études propriétés-microstructures. Les Éditions de physique, 1996. DOUGLAS D. L. – The Metallurgy of Zirconium. International Atomic Energy Agency, Vienne, 1971. HERENGUEL J. – Le Zirconium et ses alliages. Métallurgie spéciale, tome III, Bibliothèque des Sciences et Techniques Nucléaires, 1962. LUSTMAN B. et KERZE F. – The Metallurgy of Zirconium. National Nuclear Energy Series, vol. 7 (4), Mc Graw Hill Book C° Inc., New York, 1955. MILLER G.L. – Zirconium. Metallurgy of the rarer metals, n° 2. Butterworths Scientific Publications, London, 1954. SCHEMEL J.H. – ASTM manual on Zirconium and Hafnium. ASTM, STP 639, 1977. Zirconium : physico-chemical properties of its compounds and alloys. Atomic Energy Review, Special issue n° 6. International Atomic Energy Agency, Vienne, 1976.

14.7.2 Adresses utiles Cezus (groupe Framatome) BP 02 49460 MONTREUIL-JUIGNÉ France Tél. : 02 42 21 34 01 743

14 • Zirconium et alliages de zirconium Fax : 02 41 21 34 93 Wah Chang PO Box 460 ALBANY, Oregon 97321 États-Unis Tél. : 1 (541) 926 42 11 Fax : 1 (541) 967-69 90 Westinghouse PO Box 355 PITTSBURGH PA 15230-0355 États-Unis

744


15.1 Introduction

15 • Molybdène, tungstène et leurs alliages

15 • MOLYBDÈNE, TUNGSTÈNE ET LEURS ALLIAGES


Guy Nicolas

15.1 Introduction 15.1.1 Molybdène Le molybdène est relativement peu répandu sur la Terre (environ 0,00015 %). Jusqu’en 1915, il était classé comme métal rare. C’est l’exploitation du gisement de Climax dans le Colorado, commencée en 1917, qui lui donna son essor, tout d’abord dans le domaine de la sidérurgie, puis dans l’élaboration de composants. Le principal minerai est la molybdénite (MoS2), la deuxième source provenant de sa séparation du cuivre. Les gisements se trouvent pour l’essentiel dans une bande nord-sud du continent américain et en Russie (dont les anciennes républiques : Ouzbékistan…), avec des réserves connues de l’ordre de 30 millions de tonnes. Les travaux sur l’élaboration de composants en molybdène pur, puis allié, ont commencé principalement dans les années 1945-1950, pour des applications dans le domaine des hautes températures et de l’électronique à lampes. La voie par fusion est remplacée par celle du frittage, moins onéreuse, qui permet l’obtention d’un métal à grains plus fins, moins fragile. Des alliages de différents types sont alors développés : • des solutions solides : MoW, MoRe, MoV… ; • des dispersoïdes de carbures (TZM) ou d’oxyde (zircone).

15.1.2 Tungstène Dès le XVIe siècle, le tungstène est connu par ses minerais, qui seront identifiés au cours du temps : la wolframite – (Fe, Mn)WO4 –, la scheelite – CaWO4 –, la tungsténite – WS2 – et la stolzite – PbWO4. C’est en 1781 que débutent les travaux de Scheele sur un minéral lourd, composé de calcium et d’un acide inconnu, le tungstène, de tung, lourd et sten, pierre, préalablement décrit en 1758 par le chimiste suédois Cronstedt. Scheele isole l’oxyde de tungstène (WO3) ; le minerai utilisé est alors appelé scheelite. En 1783, les frères Elthuyar découvrent que la wolframite est en fait composée de tungstène, de fer et de manganèse et réduisent celle-ci en tungstène. L’élément tungstène est alors isolé et utilisé en tant que « durcisseur de l’acier ». Dès 1900 apparaissent les aciers à coupe rapide. 745



En 1909, W. D. Coolidge (États-Unis) de la General Electric Compagny développe un procédé de métallurgie des poudres pour fabriquer les premiers filaments de lampes en tungstène ductile. Vers 1920, débute l’industrie du carbure de tungstène. Vers 1950, sont élaborés les premiers alliages à ne pas confondre, du point de vue des propriétés, avec les « métaux durs » (carbures). Ces alliages sont en fait des pseudoalliages, obtenus par imprégnation d’un squelette de tungstène par du cuivre en phase liquide ; et plus récemment avec de l’argent. Puis seront développés : • les alliages biphasés, tout d’abord à matrice nickel-cuivre, puis nickel-fer (avec ou sans cobalt en faible teneur), et plus récemment nickel-cobalt ; • les alliages base tungstène, monophasés, alliés au rhénium, ou à dispersoïdes tels que la thorine ou, plus récemment l’oxyde de lanthane. Les réserves mondiales connues de tungstène sont estimées à 3,3 millions de tonnes, réparties essentiellement en Chine, Canada, Bolivie, CEI, Ouzbékistan, et Europe.

15.2 Notions de base. Élaboration L’essentiel de la production des produits semi-ouvrés ou des composants à base de molybdène ou de tungstène ainsi que de leurs alliages, est assuré par métallurgie des poudres, par la voie du frittage. L’élaboration du molybdène par fusion, développée aux États-Unis dans les années 19501960, a en effet été quasiment supplantée par celle du frittage.

15.2.1 Élaboration des poudres Que ce soit pour le molybdène ou le tungstène, la finesse des poudres obtenues dépend essentiellement de la température et de la durée de l’opération de réduction. Ces poudres sont en fait constituées de monocristaux arrangés en agrégats et agglomérats, de pureté variant de 99,8 à 99,99 % et de tailles comprises entre 0,5 et 100 µm, typiquement : • 3 à 10 µm pour les applications usuelles de frittage, • 50 à 100 µm pour les dépôts/projection.

Molybdène Le paramolybdate d’ammonium [(NH4)6H8Mo7O28] est l’état de cristallisation intermédiaire à partir duquel, par double réduction sous hydrogène, sont obtenues le plus souvent les poudres de molybdène. De telles poudres peuvent être utilisées pour des revêtements de tenue à l’usure ou pour application catalytique.

Tungstène Le tungstène poudre est élaboré à partir de trois voies principales.

Traitement des minerais La wolframite, après fusion avec du carbonate de sodium, est placée sous un courant d’air continu afin d’oxyder complètement le fer et le manganèse. Le tungstène est alors récupéré soit par recristallisation sous forme de tungstate (Na2WO4), soit par précipitation par HCl sous forme monohydrate (WO3, H2O). La scheelite, attaquée avec une solution d’acide chlorhydrique HCl, forme de l’acide tungstique H2 WO4. 746



Élaboration de paratungstate d’ammonium, APT : [(NH4)10W12O41 ; 5H2O] C’est la forme intermédiaire qui est mise sur le marché pour l’élaboration des poudres. Elle est obtenu par dissolution de l’acide tungstique dans une solution ammoniacale, suivie d’une cristallisation, soit à partir de scheelite naturelle, soit à partir de scheelite artificielle provenant d’une concentration de minerais à faibles teneurs, ou de résidus…

Recyclage de copeaux ou déchets de fabrication Après oxydation et remise en solution avec purification, on élabore à nouveau un APT. Quelles que soient les voies, l’APT est calciné en oxyde jaune ou bleu (WO3 ou W20O58) et la poudre de tungstène résulte d’une opération de réduction sous hydrogène de ces oxydes.

15.2.2 Élaboration des matériaux : semi-produits, produits


Les voies d’élaboration se regroupent selon les types de produits et alliages, et ce, en fonction des caractéristiques attendues. D’une façon générale en effet, le molybdène et surtout le tungstène, à l’état fritté ou recristallisé, n’ont pas des propriétés de résistance élevées. Leur fragilité est due à la présence des porosités résiduelles après frittage et à une température de transition fragile-ductile supérieure à la température ambiante. De même, ils ne présentent aucune transformation structurale conduisant à des effets de durcissement (martensitique, précipitation…). En conséquence, les propriétés mécaniques sont le plus généralement pilotées par écrouissage, recristallisation, restauration. Cela étant, on peut distinguer deux grandes familles de procédés, selon les métaux et alliages. • Les métaux purs (Mo, W) et leurs alliages à solution solide (Mo-W, Mo-Re, W-Re…) ou à dispersoïdes (Mo-TZM, W-La2O3…) sont élaborés par frittage en phase solide, puis le plus généralement corroyés, selon des modes qui leur conféreront une géométrie spécifique : martelage cylindrique, laminage plan ou cylindrique, tréfilage… Pour des emboutissages profonds, il faut rechercher les qualités laminées croisées, sous réserve des dimensions de produits. • Les alliages de tungstène des systèmes W-Ni-Cu et W-Ni-Fe-Co sont élaborés par frittage en phase liquide. Biphasés, ces alliages présentent des caractéristiques qui dépendent de la proportion des phases α (W) et γ (Ni, Cu, W ou Ni, Fe, Co, W) ainsi que de la composition de cette dernière phase γ. Ils ne sont corroyés que lors de la recherche de compromis de caractéristiques résistance-ductilité élevées (essentiellement les alliages W-Ni-Fe-Co). Dans ce cas, tout chauffage ou traitement thermique dans des domaines de températures supérieures à celles de leur traitement de revenu, ne pourra qu’entraîner une évolution de leurs caractéristiques de résistance et de ductilité.

Métallurgie des poudres Désagglomérations. Mélanges Pour obtenir un alliage de molybdène ou tungstène, c’est à cette étape que sont ajoutés les éléments d’alliage, à partir de poudres des éléments correspondants. De même, si la compression est de type outil-matrice de forme, un liant organique sous forme pulvérulente est mis en addition. Ceci est également le cas pour les techniques de moulage par injection (MIM). 747



Les opérations de mélange, souvent avec des agents broyants, permettent alors de désagglomérer et d’homogénéiser les poudres. Dans le cas d’ajout organique, on procède le plus souvent à une granulation qui permet d’accroître la coulabilité pour l’alimentation en automatique des outillages de compression.

Compression Elle est de deux types. Avec outils-matrices de forme Elle permet l’obtention de pièces peu volumineuses, avec des géometries assez complexes, sans pour autant atteindre une géométrie près des cotes (Net Shape), comme dans le cas des alliages ferreux. L’apport d’un liant organique implique par ailleurs un déliantage avant frittage qui doit être conduit avec une grande rigueur afin d’éliminer le carbone. Ce dernier est en effet source de fragilité, par le fait de la formation de carbures en joints de grains à l’état final. Isostatique à froid Les moules, constitués de matériaux type latex, polyuréthanne…, sont soumis après remplissage à un champ de contrainte de compression sensiblement isostatique, par l’intermédiaire d’un liquide. Cette technique permet d’accéder à des produits volumineux, de densité comprimée plus homogène, sans aucune trace de carbone par apport d’un liant organique.

Frittage Le frittage, dans sa première étape, s’effectue toujours sous atmosphère réductrice afin de désoxyder les surfaces des poudres métalliques. Avec l’augmentation de la température, la microstructure du matériau évolue. Il y a diffusion de surface et « squelettisation » du réseau de grains de poudres, avec formation de ponts. On distingue le frittage en phase solide et le frittage en phase liquide. Frittage en phase solide Il est pratiqué le plus souvent à très haute température, de 1 800 à 2 400 °C pour le molybdène et ses alliages ; entre 2 400 et 2 800 à 3 000 °C pour le tungstène. Le matériau présente une structure à matrice polycristalline. La taille des grains dépend : • des poudres utilisées, • des conditions thermodynamiques de frittage, • des éventuels éléments d’activation tels que sodium, potassium… La densité relative atteinte est alors d’environ 85 à 95 %, l’écart à la densité théorique correspondant au volume des microporosités fermées, plus ou moins coalescées, réparties dans le matériau. À cet état, les caractéristiques de résistance du produit sont généralement assez faibles, tout particulièrement dans le cas du tungstène. Frittage en phase liquide Il est pratiqué avec les alliages de tungstène des systèmes W-Ni-Fe-Co et W-Ni-Cu, à des températures de l’ordre de 1 550 à 1 650 °C. Ces alliages sont biphasés, avec une phase γ minoritaire ; la température de fusion est comprise entre 1 460 °C et 1 500 °C, celle du tungstène étant de 3 410 °C. Au cours de la montée en température, se produit une « squelettisation » du tungstène et la formation de phase γ par codiffusion des éléments d’alliage. Une fois la température de fusion de la phase γ atteinte, il y a densification par réarrangement, avec dissolution partielle de tungstène. 748


15.3 Normalisation

La microstructure évolue alors par mûrissement d’Oswald, les petites particules de tungstène s’éliminant, avec coalescence des plus grosses. Ainsi s’édifie une microstructure typique de cette voie de frittage qui, après refroidissement, est constituée de cristaux sphérulaires de tungstène (phase α), plus ou moins au contact les uns des autres, le volume complémentaire étant occupé par la phase γ.

Traitement thermique Après frittage, principalement avec les alliages de tungstène issus de frittage en phase liquide, on pratique des traitements thermiques de type recuit, sous vide, afin de déshydrogéner le matériau. On retiendra que tout composant en alliage issu de cette voie d’élaboration passera à l’état liquide, s’il est porté à une température proche de 1 450 °C.

Thermotransformation


Les matériaux issus de frittage en phase solide ont une porosité résiduelle, avec une ductilité généralement assez faible. On cherchera donc à les consolider en réduisant la porosité et en développant une sousstructure d’écrouissage favorable à l’accroissement de la résistance et de la ductilité en traction, et en flexion, principalement dans le cas du tungstène. Conjointement, les formes d’emploi des produits étant le plus souvent de type plaque, tôle, barre, tige ou fil, c’est par des cycles de corroyage à chaud puis à froid, couplés avec des traitements thermiques de recuit puis de restauration pour les étapes finales de transformation, que l’on élabore de tels produits. Pour les alliages de tungstène, essentiellement issus du système W-Ni-Fe-Co, le corroyage n’est pratiqué que dans la recherche de caractéristiques de résistance élevées, tout accroissement de résistance (traction, flexion, compression…) s’accompagnant de perte de ductilité et de résilience.

15.3 Normalisation Les normes relatives aux caractérisations physiques et mécaniques de ces matériaux sont celles usuellement utilisées pour les matériaux métalliques, par exemple : • masse volumique : ISO 3369 ; • dureté Vickers : ISO 3878 ; • flexion : ISO 3327 ; • traction : EN 10002-1 ; • résilience : ISO 5754. Pour la mesure de la résilience, bien qu’il y ait absence de porosités dans le cas des alliages de tungstène élaborés par frittage en phase liquide, c’est la norme de caractérisation des matériaux frittés (implicitement poreux) qui s’applique. Ainsi, sauf indication particulière, les éprouvettes ne sont pas entaillées.

15.4 Propriétés d’usage 15.4.1 Molybdène et tungstène non alliés Le molybdène (Mo) et le tungstène (W), de numéros atomiques 42 et 74, cristallisent dans le système cubique centré. Leurs propriétés physico-chimiques et mécaniques sont données aux tableaux 15.1 à 15.7. 749



Tableau 15.1 – Propriétés physiques du molybdène et du tungstène.

Molybdène 42 95,95 92 (15,05 %) ; 94 (9,35 %) ; 95 (15,78 %) ; 96 (16,56 %) ; 97 (9,60 %); 98 (24,60 %) ; 100 (9,68 %)

Tungstène 74 183,92 180 (0,13 %) ; 182 (26,31 %) ;183 (14,28 %) ; 184 (30,64 %); 186 (28,64 %)

Volume atomique

9,45 cm3/mol

9,53 cm3/mol

Struture cristalline cubique centré

a = 3,1403 × 10–10 m (à 20 °C)

Valence Structure électronique

2, 3, 4, 5 ou 6

a = 3,1585 × 10–10 m (à 20 °C) 2, 4, 5 ou 6

K, L, M, saturées; 4 s2, 4 p6, 4 d4, 5 s2

K, L, M, N saturées; 5 s 2, 5 p6, 5 d 4, 6s2

6,1 à 6,5 9,2 à 9,4 9,7 à 10 10,0 à 10,3

10 à 13 16,5 à 17,5 18 à 19 19 à 19,3

2 622 ± 10 °C 5 560 °C 50 cal/g 1 223 cal/g environ

3 410 ± 20 °C 5 930 °C 44 cal/g 1 150 cal/g environ

6,4 × 10–9

1,93 × 10–15

– à 2 130 °C

2,96 × 10 –7

7,9 × 10–9

– à 2 730 °C

3,27 × 10

6,5 × 10–5

– à 3 230 °C

3,04 × 10 –2 à 3 730 °C (liquide) 6,31 à 4 730 °C (liquide) 126,8 à 5 560 °C (liquide) 760

4,68 × 10–3 à 4 230 °C (liquide) 6,1 à 5 230 °C (liquide) 260 à 5 900 °C (liquide) 760

Numéro atomique Masse atomique Isotopes naturels

Densité – Barreau préfritté (1 100 °C) – Barreau fritté – Barreau martelé – Étiré en fil Propriétés thermiques : Point de fusion Point d’ébullition (sous 760 mm Hg) Chaleur de fusion Chaleur de vaporisation Tension de vapeur (mm Hg) – à 1 530 °C

–4

Coefficient linéaire de dilatation thermique (par degré Celsius) – à 30 °C 4,8 × 10–6 – à 1 030 °C 5,9 × 10–6 – à 2 030 °C

750

6,9 × 10–6

4,4 × 10 –6 5,19 × 10–6 7,26 × 10–6

2610

T. Fusion (°C)

319 332

1 127 1 427

k (W/(m.K))

Conductivité thermique

0,376 0,306 0,273

0 827 1 127 1 427

138 130 118 109 100 92,5

0 025 0 227 0 527 0 827 1 127 1 427

(°C)

0,475 0,415

0 227 0 527

0,543

284

0 827

(°C)

279

0 527

0 025

268

0 227

D (cm2/s)

249

0 025

(°C)

Densité

Diffusivité thermique

Cp (J/(kg.K))

Chaleur Spécifique

42 10,2

N° Atomique

Mo

Élément

–

80

74

67

72

91

–

0,158

0,152

0,147

0,156

0,229

652

603

561

528

528

442

1453

8,9

28

Ni

–

–

–

–

85

99

0,078

0,053

0,085

0,120

0,179

0,263

672

917

675

549

478

421

1495

8,9

27

Co

34

31

30

43

61

80

0,062

0,065

0,051

0,082

0,149

0,227

741

640

799

680

529

449

1536

7,8

26

Fe

26

24

21

20

20

22

0,083

0,082

0,069

0,070

0,077

0,093

693

644

702

631

573

523

1668

4,5

22

Ti

–

61

64

68

85

90

0,091

0,112

0,141

0,182

0,233

0,290

874

752

643

566

512

451

1875

7,2

24

Cr


105

111

118

128

149

178

0,336

0,364

0,401

0,454

0,542

0,662

168

160

152

145

138

132

3410

19,3

74

W

0,268 0,276

54 57 61 66 71 75

0,106

32 33 36 40 44 47

0,237

0,104

0,107

336

726

0,259

318

663

0,107

306

606

0,240

292

562

0,250

279

529

0,101

266

489

0,106

2415

1900

63

62

61

59

58

58

0,242

0,242

0,242

0,242

0,242

0,247

166

161

156

151

146

140

2996

19,6

73

41 8,4

23

Ta

Nb

6,1

V

Tableau 15.2 – Propriétés thermiques du molybdène, du tungstène, et de certains éléments pouvant être utilisés en alliage.

49

47

45

44

45

48

0,136

0,136

0,137

0,140

0,149

0,165

361

342

319

293

263

243

3180

21,0

75

Re

15 • Molybdène, tungstène et leurs alliages 15.4 Propriétés d’usage

C

751



Tableau 15.3 – Propriétés électriques du molybdène et du tungstène.

Molybdène

Tungstène 5,5 0 19,5 34,5 50,2 à 2 000 °C à 2 500 °C à 3 000 °C

Résistivité électrique (ohm/cm2) – à 20 °C – à 500 °C – à 1 000 °C – à 1 500 °C

5,2 0 17,1 33,2 48,2 à 1 800 °C à 2 000 °C

Travail de sortie

4,37 eV

4,55 eV

Émission électronique (mA/cm2) – à 1 000 °C – à 1 600 °C – à 2 200 °C

10–9 8 × 10 –1 600

3,2 × 10 –10 1,6 × 10 –1 250 à 3 000 °C

Premier potentiel d’ionisation

7,2 eV

57,3 63,5

66,5 86,5 101

84 × 10 3

7,60 eV

Tableau 15.4 – Propriétés mécaniques du molybdène et du tungstène.

Molybdène

Tungstène

Module d’élasticité (MPa) – à 20 °C – à 1 000 °C

336 000 217 000

406 000 350 000

Module de rigidité (MPa) – à 20 °C

121 000

138 000

Coefficient de Poisson ν – à 20 °C

0,305

0,284

122 500

145 000 130 000 30 600 0 (le plus élevé de tous les métaux)

environ 150 environ 190

environ 225 380 à 480

Module de torsion (MPa) – à 20 °C – à 730 °C – à 1 730 °C

Dureté (Vickers) – Lingot fritté – Métal écroui

752



Tableau 15.5 – Propriétés optiques du molybdène et du tungstène.

Molybdène

Tungstène

Pouvoir émissif à 0,665 μ (par rapport au corps noir) – à 1 127 °C – à 1 727 °C – à 2 227 °C – à 3,227 °C

0,37 00000 0,35 00000 0,34 00000

0,45 00000

0,39 00000 0,38 00000 0,37 00000

0,48 000000

0,42 00000 0,40 000000

Pouvoir émissif à 0,47 μ (par rapport au corps noir) – à 1 127 °C – à 1 727 °C – à 2 227 °C – à 3 227 °C

0,46 000000 0,45 00000

Pouvoir émissif total (par rapport au corps noir) 0,145 000000 0,21 00000 0,25 00000

0,17 00000

0,2 3,2 11,3 19,2 47 69,5 98

0,17 00000 3,82 00000 14,150000 23,650000 55,7 000 80,6 000 112,5 00 177,5 00 232 0 300 0

C

0,30 00000 0,35 00000


– à 1 127 °C – à 1 727 °C – à 2 227 °C – à 3 227 °C Émittance énergétique totale (W/cm2 ) – à 527 °C – à 1 127 °C – à 1 527 °C – à 1 727 °C – à 2 127 °C – à 2 327 °C – à 2 527 °C – à 2 827 °C – à 3 027 °C – à 3 227 °C

000 0 0000 00 0 000 00 000 00

Température de luminance 0,665 μ (°C) – à 1 127 – à 1 527 – à 1 727 – à 2 127 – à 2 327 – à 2 527 – à 2 827 – à 3 027 – à 3 227

1 043 1 385 1 551 1 870 2 024 2 275

1 057 1 411 1 584 1 919 2 083 2 243 2 477 2 630 2 780

591 914 1 081 1 420 1 593 1 766

632 981 1 155 1 502 1 672 1 843 2 098 2 265 2 431

1 138 1 550 1 759 2 183 2 399 2 618

1 141 1 552 1 760 2 179 2 390 2 605 2 929 3 149 3 373

Température de radiation totale (°C) – à 1 127 – à 1 527 – à 1 727 – à 2 127 – à 2 327 – à 2 527 – à 2 827 – à 3 027 – à 3 227

0 0

Température de couleur (°C) – à 1 127 – à 1 527 – à 1 727 – à 2 127 – à 2 327 – à 2 527 – à 2 827 – à 3 027 – à 3 227

753



Tableau 15.6 – Propriétés nucléaires du molybdène et du tungstène.

Molybdène

Tungstène

Section efficace d’absorption des neutrons thermiques (vitesse 2 200 m/s, énergie 0,025 eV. Pour le mélange isotopique naturel)

2,5 ± 0,2 barns

19,2 ± 1 barns

Section efficace de diffusion des neutrons thermiques

7 ± 1 barns

5 ± 1 barns

Section efficace d’absorption des neutrons rapide Neutrons de 10 à 250 KeV Neutrons de 1 230 KeV

9 barns 5 barns

Principaux isotopes artificiels

185 W 184 W (n, γ) - 185 W (0,685 barn) β0,430 MeV 74 jours

Réaction de formation Émission Énergie Période 99 Mo Réaction de formation Émissions Énergies

Période

187 W

98 Mo (n, γ) - 99 Mo (0,12 barn) 186 W (n, γ) - 187 W (9,65 barns) β- et γ β- et γ β1,18 MeV (83 %) 0,80 MeV (3 %) 0,41 Mev (14 %)

β1,33 MeV (20 %) 0,63 MeV (70 %) 0,34 MeV (10 %)

γ 0,14 MeV (83 %) via 99 Tc2 0,78 MeV 0,74 MeV 0,37 MeV 0,18 MeV 0,04 MeV

γ 0,69 MeV (29 %) 0,62 MeV (4,6 %) 0,48 MeV (15 %) 0,134 MeV (6,8 %) 0,072 MeV

67 heures

24 heures

Molybdène Son point de fusion atteint 2 610 °C et celui d’ébullition 5 560 °C. En milieu oxydant, le molybdène forme l’oxyde MoO3 qui se sublime à 600 °C. Ce métal présente une très grande résistance à la corrosion face à de nombreux agents chimiques non oxydants tels que les acides chlorhydrique, sulfurique et fluorhydrique ; et ce, jusqu’aux hautes températures. De même, il résiste à de nombreux métaux fondus. 754

Dilué ou concentré, froid ou chaud : attaque nulle Dilué ou concentré, froid : attaque nulle ou très ou très légère légère Dilué ou concentré, chaud : attaque sensible

Dilué, froid ou chaud : dissolution Concentré, froid : légère réaction et passivation

Froide : passivation Chaude : attaque rapide

Froide ou chaude : attaque rapide

H3PO4

HNO3

Eau régale

Eau régale fluorhydrique

Chaude : attaque rapide

Oxydation superficielle


HNO3 = H2SO4 Attaque rapide à 90 °C (50 vol HNO3 + 30 vol (attaque sélective du molybdène en présence du tungstène) H2SO4 + 20 vol H2O)

Dilué, froid ou chaud : pas d’attaque Concentré, chaud : dissolution rapide

H2SO4

Dilué ou concentré, froid : attaque nulle ou très légère Dilué ou concentré, chaud : attaque légère

Dilué ou concentré, froid ou chaud : attaque nulle Dilué ou concentré, froid ou chaud : attaque nulle ou très légère ou très légère

HF

Tungstène

Dilué ou concentré, froid ou chaud : attaque nulle Dilué ou concentré, froid : attaque nulle ou très ou très légère légère Dilué ou concentré, chaud : attaque légère

Molybdène

Action des Acides HCl

Action des agents chimiques

Tableau 15.7 – Propriétés chimiques du molybdène et du tungstène.


C

755

756 Carburation au-delà de 1 100 °C

CH4 (et divers hydrocarbures)

Action faible jusqu’à 800 °C Action faible jusqu’à 900 °C

Action faible jusqu’à 1 200 °C Action sensible dès 500 °C

Ca

Na, K, Na K

Pas d’action (en atmosphère réductrice)

Action importante au-delà de 1 800 °C Carburation au-delà de 1 200 °C Attaque lente à partir de 440 °C

Pas d’action (en atmosphère réductrice) Action faible jusqu’à 1 400 °C Action importante au-delà de 1 800 °C Carburation au-delà de 1 100 °C Sulfuration à partir de 400 °C

Verre Si ou Si O2

C

S

Action faible jusqu’à 700 °C (en atmosphère réductrice)

Oxydes réfractaires (Al2 O3, BeO, ThO2, ZrO2, UO2)

Action de divers éléments

Zn

Action modérée jusqu’à 1 200 °C Action faible jusqu’à 600 °C

Action faible jusqu’à 1 000 °C

Mg

Al

Pas d’amalgame. Pas d’action jusqu’à 600 °C

Pas d’amalgame. Pas d’action jusqu’à 600 °C

Fondu à 340 °C : attaque rapide

Hg

Na NO 2 + Na NO 3

Sels oxydants fondus (K NO3, NaO 2, K2 CO3, KCl3, Pb O2)

Action très violente

Oxydation au-delà de 650 °C

SO2

Action des métaux et sels fondus

Formation de sulfure au-delà de 1 200 °C Attaque superficielle à 600 °C Carburation au-delà de 1 200 °C

Carburation superficielle vers 1 400 °C

H2S

Carburation superficielle vers 1 500 °C

Tungstène

CO

Action des agents chimiques gazeux

Molybdène

Tableau 15.7 – suite.




Il n’est pas attaqué par le verre en fusion jusqu’à 1 400 °C, ni par des céramiques fondues jusqu’à environ 2 000 °C, sous réserve d’atmosphère inerte ou protectrice. Il n’est pas susceptible à la fragilisation par l’hydrogène, mais il est attaqué par les hydroxydes alcalins fondus, surtout en présence d’oxydants. Offrant une bonne conductibilité thermique, une résistance aux chocs thermiques, ainsi qu’un haut module d’élasticité à chaud, le molybdène présente une grande tenue à chaud qui permet son emploi jusqu’à des températures d’environ 1 900 °C. Sa température de transition fragile-ductile est proche de la température ambiante. Elle est sensible aux impuretés, tout particulièrement le carbone. Selon son taux d’écrouissage, le molybdène commence à recristalliser entre 800 et 1 200 °C. Entre 1 600 et 1 800 °C, la recristallisation secondaire s’amorce, accompagnée d’un grossissement anarchique de grains et d’une forte diminution des propriétés de résistance et de dureté.


Tungstène Son point de fusion est le plus élevé avec 3 410 °C et son point d’ébullition atteint 5 930 °C. Le tungstène présente également une grande résistance à la corrosion : • il résiste à froid aux acides fluorhydrique, chlorhydrique, sulfurique, nitrique et eau régale, ainsi qu’aux solutions alcalines sans agents oxydants ; • il est faiblement attaqué par les acides chlorhydrique, sulfurique, à chaud ; • il est fortement attaqué par des mélanges d’acides fluonitrique, par de la soude caustique fondue en présence d’agents oxydants ; • stable jusqu’à des températures de l’ordre de 500 °C, en présence de gaz tels que le brome et l’iode, il commence à être attaqué à 250 °C par le chlore ; et dès la température ambiante, par le fluor. Ses principales propriétés d’emploi sont : • sa grande résistance aux hautes températures ; ductile pour des températures supérieures à 200 à 500 °C en fonction de son taux d’impuretés et d’écrouissage, il présente des compromis intéressants entre la résistance, la rigidité et la ductilité. Mais, une fois recristallisé (1 180 à 1 400 °C), il redevient fragile ; • sa très faible tension de vapeur aux plus hautes températures (emploi dans les techniques du vide et domaines apparentés) ; • sa faible dilatation thermique qui n’augmente que très peu avec la température (matériau privilégié pour les scellements au verre) ; • sa résistivité spécifique relativement basse comparativement à d’autres matériaux (éléments chauffants).

15.4.2 Alliages à solutions solides ou à dispersoïdes : molybdène, tungstène Les tableaux 15.8 et 15.9 fournissent différentes caractéristiques des principaux alliages de molybdène et tungstène commercialisés pour des applications bien spécifiques, qui tiennent compte des températures de recristallisation et d’une façon générale des propriétés de tenue à chaud, plus élevées.

Alliages de molybdène Tous ces alliages présentent une sensibilité à l’oxydation à chaud d’autant plus grande que la teneur en éléments d’addition est faible. Ils doivent donc être utilisés sous vide ou sous atmosphère réductrice ou neutre, sauf précision donnée pour une composition 757

758

(1) à 25 °C (2) à 600 °C

Dilatation entre 20 et 1 500 °C (10–6 K–1)

6,5

126 86

Conductivité thermique k (W/(m.K)) – à 20 °C – à 1 500 °C

680(1) 780(1) 20

0,65

0,055

Résistivité (Ω.mm2/m) à 20 °C

320 270 1 000(1) 113(1) 8

1 350 1 700

1 250 1 600

Recristallisation T (°C) Début Fin

750(2) 83(2) 10

320 270 620(1) 690(1) 2

250 à 320

Résistance en traction E 103 (MPa) – à 20 °C – à 1 000 °C Rp 0,2 (MPa) Rm (MPa) A (%)

340

200

Dureté HV

10,2

10,7

10,2

10,2

Tiges d:4 à 23 mm

Densité

Tôle e : 0,1 à 0,25 mm

Mo + 1,1 % Hf 90Mo-10W + 0,2 % C

2 625

Tôle e:5 à 8 mm

Dispersoïdes

TZM 0,5 % Ti ; 0,07 % Zr ; 0,5 % C

Temp. de fusion (°C)

État

Type

Alliages

0,083

11,9

2 675

Solution solide

70Mo-30W

1 350 1 550

500(2) 60(2) 12

10,5

Plaque 7 à 12 mm

1 050 1 300

580(1) 710(1) 15

260

380

59Mo-41Re

1 150 1 350

1 200(1) 1 270(1) 13

410

12,9

Plaque 7 mm

Solution solide

55Mo-45W 95Mo-5Re

Tableau 15.8 – Caractéristiques des principaux alliages de molybdène.


19,3 530

Densité

Dureté HV

1 350 1 400 1

Rp 0,2 (MPa) à 25 °C

Rm (MPa) à 25 °C

A (%) à 25 °C

Dilatation entre 20 et 1 000 °C (10–6 K–1)

Conductivité thermique k (W/(m.K)) – à 20 °C – à 1 500 °C

Résistivité (Ω.mm2/m) à 20 °C

Recristallisation T (°C) Début Fin

450

E 103 (MPa) à 20 °C

Résistance en traction

3 410

Temp. de Fusion (°C)

Fil d : 2 mm

Fil d : 1 mm

1 250 1 350

3

2 000

1 800

450

610

19,3

3 410

Pur

Type

État

W

Alliages

5,5

165 98

2 000 2 300

410

La2 O 3 : 2 307

Plaques Tiges Fils


5,5

167 100

1 800 2 100

410

19,2

ThO2 : 3 220

W + (1 à 3 %) La2O3

Dispersion

W + (1 à 4 %) ThO2

1,5

3 250

2 950

780

Fil d : 0,3 mm

97W-3Re

Tableau 15.9 – Caractéristiques des principaux alliages de tungstène.

74W-26Re

550

470

1 350 1 650 0,32

1 250 1 500 0,13

5,1

15 3

7,95

64

1 700

950

430

19,6

19,3

Plaque 7 mm

Solution solide

95W-5Re


C

759



spécifique, si l’on veut conserver intègres les surfaces des composants lors de leur emploi à chaud.

Alliage à dispersoïdes

Le TZM, est un alliage à dispersoïdes de carbures mixtes de titane et zirconium, qui renforcent la tenue à chaud en déplaçant la température de recristallisation du molybdène d’environ 300 °C (1 200-1 400 °C). Il a été développé pour la fabrication : • de moules de compression isostatique à chaud, • de matrices de frittage-forgeage, de forgeage isostatique d’alliages de titane ou de superalliages, • de moules de coulée sous pression de cuivre, acier, • de filières d’extrusion… Le molybdène HT, mis au point par MWP par dopage au silicate de potassium et forte déformation, permet la fabrication de tôles avec une température de recristallisation élevée (1 700 °C).

Alliages à solution solide

Les alliages molybdène-rhénium, sous forme de fils, permettent de fabriquer des thermocouples, peu fragiles après recristallisation. Ces alliages peuvent être également élaborés sous forme de plaques et tôles ; mais le coût du rhénium (7 000 à 9 000 F/kg) rend le prix de tels matériaux prohibitif. Les alliages molybdène-tungstène sont plus particulièrement utilisés dans l’industrie du zinc. Ils confèrent aux tôles une meilleure résistance à la corrosion au zinc fondu.

Alliages de tungstène Ils sont également de deux sortes, comme pour le molybdène : les alliages à phases dispersées de type thorine (ThO2) ou oxyde de lanthane (La2O3) et les alliages à solutions solides, principalement de type tungstène-rhénium.

Alliages à phases dispersées

Ces éléments modifient les rendements d’émission électronique tout en limitant la croissance des grains à hautes températures. Sous forme de tigettes, ils ont également des applications dans le soudage TIG (procédé tungsten inert gas). De même, l’introduction de dopes au silicate de potassium permet d’accroître la température de recristallisation avec une résistance à la corrosion relativement adaptée aux métaux fondus et en évaporation sous vide.

Alliages à solutions solides

Appliqués aux thermocouples pour des nuances telles que WRe5 ou WRe26, ces alliages offrent des propriétés de résistance à chaud intéressantes : • ils ont une bonne tenue à la corrosion ; • leurs températures de recristallisation sont accrues, • une fois recristallisés, ils sont moins fragiles. Pour d’autres applications, ils restent toutefois réservés à des domaines de haute technologie, étant donné le prix du rhénium.

15.4.3 Alliages de tungstène issus d’un frittage en phase liquide Les tableaux 15.10 à 15.12 donnent des exemples des caractéristiques associés à ces types d’alliages, chacun des grands producteurs présentant à son catalogue des nuances standard, avec possibilité d’adaptation de celles-ci. 760

17,6

CR

CR

CR

93W – 4,5Ni–2,5Fe

92,5W – 4,85 Ni – 2,4Fe – 0,25 Co

93W – 4,85 Ni–2,4Fe – 0,25 Co

Etat :

17,6

F

93W – (Ni+Fe+Co)

17,5

18

F

Corroyé – Revenu

97W – 1,5Ni – 1,5Fe

F

96W – 2,8Ni – 1,2Fe

Fritté

CR

CR

96W – 2,8Ni – 1,2Fe

F

F

CR

93W – 4,9Ni – 2,1Fe

97W – (Ni+Fe)

CR

93W – 4,9Ni – 2,1Fe

96W – 2,8Ni – 1,2Fe

17,7

F

93W – 4,9Ni – 2,1Fe

17,6

93W – (Ni+Fe+Co)

18,5

18,4

18,4

18,4

17,7

17,7

17,6

CR

CR

93W – (Ni+Fe+Co)

17,6

17,6

17,5

CR

CR

92W – (Ni+Fe+Co)

17,5

17,5

92W – (Ni+Fe+Co)

CR

92W – (Ni+Fe+Co)

17,5

F

F

93W – 5Ni – 2Fe

92W – (Ni+Fe+Co)

17,3

CR

91W – 5,8Ni – 3,2Fe

17,1 17,1

CR

CR

CR

17 17,1

90W – 7Ni – 3Fe

90W – 7 Ni – 3Fe

Densité

90W – 7Ni – 3Fe

F

F

90,5W – 6,Ni – 3Fe

État

Alliages

Dureté :

310

47**

41**

31**

320

47**

41**

30**

410

40**

450

400

360

305

520

450

300

300

450

42**

39**

29**

290

Dureté

30**

HRC

390

375

350

350

360

360

350

350

350

350

350

350

350

340

330

E 103 (MPa)

HV

900

1 399

1 199

965

800

1 495

1 178

950

1 100

1 250

1 350

1 100

1 000

900

1 600

1 500

1 350

1 010

850

1 440

1 385

1 130

930

700

Rm (MPa)

10

2

8

23

2

4

13

32

8

14

7

10

15

20

5

8

13

30

8

8

6

18

34

5

A (%) K

1

4

9

4

12

27

25

140

40

50

110

180

270

14

26

46

(J/cm2)

Résilience


420

1 344

1 102

600

550

1 378

1 102

600

1 050

1 200

1 300

1 050

1 300

700

1 570

1 480

1 250

720

650

1 350

1 309

1 033

585

600

Rp 0,2 (MPa)

Résistance en traction

108

96

100

96

K (W/(m.K))

Conduct. therm. 10–6

Tableau 15.10 – Caractéristiques des alliages de tungstène : tungstène-nickel-fer-cobalt.

5,4

5,75

5,4

5,78

6,45

K–1 (20 à 800 °C)

Dilatation


C

761

15.5 Mise en forme


Tableau 15.11 – Caractéristiques des pseudo-alliages de tungstène : tungstène-argent et tungstène-cuivre. Alliages

W80Ag20

W65Ag35 ,0

W50Ag50 13

W90Cu10

14 0

Dureté HV

230 ,0

200 ,0

280-300 220-380 190-250 120-180

Résistance en traction E 103 (MPa) Rp 0,2 (MPa) Rm (MPa) A (%)

205 ,0 240 ,0 240 ,0 0

132 ,0 290 ,0 290 ,0 000 ,0

300 580 580 000

Résistivité (Ω.cm)

5

3,7 00

5,8 00

Conductivité (% ACS)

35 0

47 0 ,0

,0 ,0 ,0 ,0

,0

14,2 0

W50Cu50

15,6 0

35 0

15,55 0

W70Cu30

Densité

65

17,3 0

W75Cu25

12,15 0

225 ,00 225 ,0 390 ,00 440 0 390 ,00 440 ,0 000 ,00 000 ,0

150 ,00 420 ,00 420 ,00 0

5,5 00

3,6 00

0 500 ,0

36 0 ,00

43

Conductivité thermique k (W/(m.K))

162 ,0 160 ,00 147 ,0

Dilatation entre 20 et 800 °C (10–6 K–1)

6,1 00

8,8 00

0

47 0 ,00 130 ,00

0 11

D’une façon générale, ce sont des matériaux qui présentent un compromis de variations très élevées entre densité, résistance et ductilité, tout en offrant des modules d’élasticité importants, avec de hauts niveaux de conductibilités électrique et thermique. Ainsi, le module de Young (E) du tungstène étant de 410 GPa et son coefficient de cisaillement (G) de 160 GPa, on peut disposer de matériaux issus du système d’alliages tungstène- (nickel, fer, cobalt) à résistance et ductilité élevées, qui présentent une densité relative de 100 % avec un compromis de conductibilités thermique et électrique élevées. Par exemple pour une densité d’environ 17,5 : • Rm : 1 000 à 1 600 MPa ; • A : 30 à 5 % ; • K : 250 à 50 J/cm2 ; • modules E et G respectivement de l’ordre de 350 GPa et 140 GPa.

15.5 Mise en forme 15.5.1 Pliage Les tôles et feuilles minces en molybdène se plient assez facilement, moyennant un préchauffage entre 200 et 900 °C en fonction de l’épaisseur ; et de préférence perpendiculairement au sens de laminage. Pour le découpage-cisaillage, les outils doivent être parfaitement affûtés, et les tôles préchauffées pour des épaisseurs supérieures à quelques dixièmes de millimètres. 762

15.5 Mise en forme


Tableau 15.12 – Caractéristiques des alliages de tungstène : tungstène-nickel-cuivre.

80W13Cu7Ni

80W19Cu1Ni

60W39Cu1Ni

93W-5Ni2Cu

86W10Ni4Cu

95W35Ni1,5Cu

Densité

15,3 0

12,25

12,9

17,6 0

16,45 0

18 0

Dureté HV

300 ,0

200-250

160-210

240-320

220-300

330

Résistance en traction E 103 (MPa) Rp 0,2 (MPa) Rm (MPa) A (%)

700 ,0 00 ,0 2

Résistivité (Ω.cm )

150

,0

Conductivité (% ACS) Conductivité thermique k (W/(m.K)) Dilatation entre 20 et 800 °C (10–6 K–1)

320 ,0 600 ,0 600 ,0 00 0 ,0

250 ,0

80 0

,0

,00 290 ,00 650 700 ,00 4

10 ,00

9 0 ,0

140

,0

13 0

,00

17 ,00

19 ,0

120

,0

13 0

,00

104 ,0

94 0 ,00

6,5 00

7,6 00

350

C

800 5


Alliages

110

135

0

Les tôles et feuilles minces en tungstène peuvent être pliées avec grande précaution ; mais toujours perpendiculairement au sens de laminage et à chaud (400 à 850 °C). Pour le découpage-cisaillage, les outils doivent être parfaitement affûtés et l’opération effectuée dans un domaine de température de 450 à 800 °C. Il ne faut pas dépasser la recristallisation et il est conseillé de réaliser un test sur une chute du lot de livraison.

15.5.2 Usinage L’usinage du molybdène et de ses alliages ne pose pas de problème, sous réserve de disposer des puissances de coupe ; celles-ci s’obtiennent avec des plaquettes carbures, voire avec des outils en acier rapide. L’usinage du tungstène est très délicat. En usinage conventionnel, il faut préchauffer les pièces (200 à 400 °C), le tournage étant sensiblement plus aisé que le fraisage ou le perçage. Il peut être rectifié, mais avec des profondeurs de passe assez faibles (quelques micromètres), en raison de sa sensibilité aux chocs thermiques. Il est usinable par électroérosion, avec des zones affectées peu profondes. Les alliages de tungstène s’usinent facilement, globalement comme des fontes. Exemple d’outils • Rectification : – ébauche cylindrique, meule carborundum 4C 60 K A J 10 ; – ébauche plane, meule carborundum 37C36 I A J 5 ; – finition cylindrique, meule carborundum 4 C 80 I A J 10 ; – finition plane, meule carborundum 37 C 60 I A J 8.

763


15.6 Applications

• Tournage-fraisage : plaquettes carbure ISO K05 à K20, pente d’affûtage 0 à 15 °, dépouille 5 °, avance 0,1 à 0,4 tr/min. • Perçage : forets en acier rapide à haute teneur en cobalt. • Taraudage : acier rapide à filets alternés.

15.5.3 Liaison. Soudage

Agrafage-rivetage Sous réserve de préchauffage le molybdène, en tôles épaisse et mince, se prête bien aux assemblages par agrafage et rivetage.

Soudage Le molybdène, et encore mieux le TZM, se soudent facilement par bombardement d’électrons et par TIG. Il faut toutefois veiller à ne pas charger les soudures en oxygène et azote et à pratiquer des recuits de détensionnement pour conserver une bonne ductilité. Le molybdène peut être aussi brasé ; différentes brasures sont possibles, par exemple : • Ag68-Cu27-Pd5 (840 °C) ; • Ni92,4-Si4,5-B3,1 (1 040 °C) ; • Cu82-Pd18 (1 130 °C) … La soudabilité du tungstène est assez faible. De plus la zone affectée thermiquement étant recristallisée, le matériau est fragile. Les opérations doivent être préférentiellement effectuées par bombardement d’électrons, voire par TIG, à partir de chants bord à bord, sans défauts d’amorçage de fissures, rectifiés si possible, et décapés. Dans tous les cas il faut éviter les chocs thermiques et donc préchauffer les pièces. De même, il faut régler les vitesses d’avance en fonction des épaisseurs à souder. Les alliages tungstène-rhénium présentent une meilleure soudabilité et peuvent être utilisés en intercalaire pour faciliter les liaisons tungstène-tungstène. Le soudage diffusion à environ 900-1 000 °C avec différents apports tels que le molybdène en feuille, le nickel ou le palladium électrodéposés, permet également des jonctions, avec le plus généralement recristallisation en limite de migration du métal d’apport. Le brasage est également possible. De nombreuses brasures ont été employées comme : • argent-cuivre-zinc-molybdène (750 °C) ; • nickel-cuivre (1 350 °C) ; • palladium-nickel (1 205 °C).

15.6 Applications Les domaines d’emploi du molybdène et du tungstène ainsi que de leurs alliages, en dehors de ceux élaborés par frittage en phase liquide, sont liés à leurs propriétés physico-chimiques qui allient : • hautes températures de fusion ; • conductibilités thermique et électrique élevées ; • forte tenue mécanique à chaud ; • grandes résistances à chaud à de nombreux agents chimiques, mais avec une assez grande fragilité pour le tungstène, tout particulièrement depuis la température ambiante aux environs de 200 à 500 °C, en fonction de l’état structural… surtout à l’état recristallisé. 764


15.6 Applications

15.6.1 Molybdène Le molybdène ne doit jamais être employé à chaud exposé à l’air. Il développe en effet de l’oxyde MoO3 dès 400 °C, qui se sublime (évaporation) à 600 °C. Tout composant est alors transformé en vapeur métallique. Indépendamment de l’utilisation de cet élément comme élément d’alliage dans les aciers, superalliages et autres, ses domaines d’emplois principaux sont : composants pour l’électronique de puissance : magnétron, cathode ; écrans thermiques, les résistances électriques (sous vide ou en milieu réducteur) ; outillages de four sous vide : nacelles, plateaux… ; matrices de forgeages et outillages à chaud (TZM) ; creusets pour élaboration sous faisceaux d’électron ; électrodes, amenés de courant, brasseur…, les fours de verrerie ; métallisations en optique, en tribologie : frottement-usure…


• les • les • les • les • les • les • les

Ces composants sont produits sous forme : • de barres, de tiges, de fils, de vis, de rivets… ; • de plaques, de tôles épaisses et fines ; • d’ébauches complexes par forgeage à chaud ; • de dépôt-projection.

15.6.2 Tungstène Le tungstène s’oxyde à l’air chaud, mais sans former d’oxyde volatil, à forte sublimation. Comme le molybdène, il est employé dans le renforcement des aciers spéciaux, des aciers rapides et de certains superalliages (environ 20 à 30 % de la consommation mondiale ; environ 40 000 tonnes par an). Son premier domaine d’application est toutefois celui des carbures de tungstène, utilisés dans les outils de coupe et d’usure (environ 52 à 55 % de la consommation mondiale). Puis vient, avec les composants en métal pur ou allié, celui des filaments de lampes dont la fabrication est totalement intégrée qui représente de 7 à 9 % de la consommation mondiale. Les autres applications, avec 8 à 10 % de la consommation mondiale, se répartissent entre le tungstène pur et les alliages.

Tungstène pur

Il est employé comme le molybdène, mais pour des domaines de températures plus élevées, dans : • les écrans, les thyristors, résistances électriques de fours sous vide ; • les cathodes pour émission électronique de puissance : télévisions, radios (le tungstène conserve une très faible tension de vapeur, même à très haute température avec une température d’ébullition de 5 930 °C) ; • les anticathodes de rayon X ; • les magnétrons ; • les supports de circuits électroniques, comme les puits thermiques, avec un coefficient de dilatation proche de celui du silicium ; • les creusets pour l’élaboration sous faisceaux d’électrons ; • les électrodes de soudage sous gaz inertant TIG (le tungstène est dans ce cas le plus souvent dopé à la thorine ou aux oxydes de terres rares) ; • les contacts électriques ; 765


15.7 Évolution

• les thermocouples ; ce sont en fait des alliages W-Re 5/26 qui sont le plus souvent employés pour des températures qui dépassent 1 600 à 1 800 °C. Ces composants sont produits sous forme de : • barres, tiges, fils, vis, rivets… ; • plaques, tôles épaisses et fines ; • projection ou dépôt CVD.

Alliages de tungstène

Ces alliages, principalement de types tungstène-cuivre, tungstène-nickel-cuivre et tungstène-nickel-fer-cobalt, ont de nombreuses applications en raison de leurs propriétés : • une forte densité, • un haut pouvoir réfractaire, • une forte dureté face aux rayons X et γ, • leur compromis entre modules de Young (E) et de cisaillement (G), résistance et ductilité… Les alliages de la famille tungstène-nickel-cuivre sont amagnétiques, mais avec des caractéristiques de résistance moindres que ceux de la famille tungstène-nickel-fer-cobalt. Ils sont donc réservés aux marchés de l’aéronautique, de la physique avec rayonnements…, dans les cas où toute perturbation magnétique doit être évitée, les chargements mécaniques restant moyennement faibles. D’une façon générale, leurs applications sont : • les masses d’équilibrage statiques et dynamiques, pour l’aéronautique, l’automobile… ; • les masses antivibratiles : outillages (allonges porte-meules, porte-outils), usinage grande vitesse… • la protection et les écrans pour l’absorption de rayonnements (radiothérapie…) ; • les contacts électriques pour haute et moyenne tensions ; • les électrodes pour l’électroérosion ; • les composants pour les munitions à énergie cinétique et les autres applications de perforation. Ces composants sont produits sous forme d’ébauches de géométries élémentaires, pouvant ultérieurement être usinées selon des géométries complexes.

15.7 Évolution 15.7.1 Applications nouvelles Matériaux d’applications très spécifiques, le molybdène, le tungstène et leurs alliages accompagnent les évolutions technologiques, là où leurs propriétés sont déterminantes. Les nouvelles applications concernent : • des dépôts catalytiques, dans le soudage ou dans l’induction locale, dans les porte-outils, dans des supports ayant fonction de puits thermiques pour l’électronique de puissance… • des éléments de vibreurs dans les téléphones mobiles…

15.7.2 Matériaux S’il n’y a pas de matériaux réellement nouveaux, les propriétés évoluent par ajustement des compositions chimiques et des conditions d’élaboration. Ainsi, les « molybdènes » et « tungstènes » dopés ont permis des utilisations avec des températures de recristallisation sensiblement plus élevées1. De même les alliages de tungstène évoluent en donnant :

1. Se reporter aux tableaux 15.8 et 15.9.

766



• pour les alliages type tungstène-nickel-fer-cobalt, des compromis de caractéristiques résistance-ductilité, bien plus élevés : par exemple, pour une même densité de 17,5, Rm = 1 500 MPa au lieu de 1 100 MPa ; A = 8 % ; K = 110 J/cm2 et non 30 J/cm2 ; • pour les alliages tungstène-cuivre, des structures à grains beaucoup plus fins.

15.7.3 Procédés Le procédé MIM (metal injection molding), pour les matériaux lourds et réfractaires, utilise les techniques de mise en forme de la plasturgie, à partir de primaires à base de poudres métalliques et de liants organiques à rhéologies adaptées. Il permet l’élaboration de pièces de faibles volumes à géométries complexes, avec ou sans reprise d’usinage pour les déformations et tolérances, et conduit donc à de nouvelles applications.


15.8 Renseignements pratiques 15.8.1 Bibliographie AGTE C., VACEK J. – Wolfram und Molybdän. Akademie Verlag, Berlin, 1959. KIEFFER R., HOTOP W. – Pulvermetallurgie und Sinterwekstoffe. Springer Verlag, Berlin, 1943. KILLEFFER D. H., Linz A. – Molybdenum Compounds. Interscience Publishers New York, Londres, 1952. TIETZ T. E., WILSOn W. – Behavior and Properties of Refractory metals. Standford University Press, 1965. YIH S. W. H., WANG C. T. – Tungsten – Sources, Metallurgy, Properties and Applications. Plenum Press, New York, Londres, 1979. Données THERMODATA – DUG. Saint-Martin-d’Hères, France. Handbook of Chemistry and Physics. 51e édition, CRC, 1970-1971. Les Applications industrielles de l’électroérosion. CINELI, 1993. Tungsten and Tungsten Alloy, Powder Metallurgy. NTIS, US Departement of Commerce, 1979.

15.8.2 Documentation technique ou commerciale • Cime Bocuze SA BP 301 74807 LA ROCHE-SUR-FORON France • Metallwerk Plansee GmbH 6600 REUTTE Autriche • Royal Ordnance Speciality Metals-Ltd PO Box 27 WOLVERHAMPTON WV 10 7NX Grande-Bretagne • Teledyne Advanced Materials 350 Allwood Road CLIFTON NJ-07012 États-Unis.

767


768




16 • LES MÉTAUX PRÉCIEUX ET LEURS ALLIAGES


Nicole Petit Jean-Paul Touboul

16.1 Notions de base 16.1.1 Désignation Le terme « métaux précieux » s’applique à des métaux qui se distinguent par des propriétés exceptionnelles. On désigne traditionnellement par « métaux précieux » l’or (Au), l’argent (Ag) et le platine (Pt). Il faut y ajouter l’ensemble des métaux dits de « la mine du platine », c’est-à-dire le palladium (Pd), le rhodium (Rh), l’iridium (Ir), le ruthénium (Ru) et l’osmium (Os) qui, avec le platine, forment la famille des six platinoïdes.

16.1.2 Ressources principales d’approvisionnement Le tableau 16.1 résume les diverses origines minières et les tendances de production dans les années 1990 de l’argent, de l’or et des métaux de la mine du platine. On constate ainsi que : – l’argent qui est un sous-produit des mines de cuivre, de plomb et de zinc dépend essentiellement des producteurs du continent américain ; – l’Afrique du Sud, les USA, l’Australie représentent la moitié de la production mondiale d’or malgré l’émergence de pays comme la Chine et l’Indonésie ; – les métaux de la mine du platine sont fournis essentiellement par l’Afrique du Sud et la Russie dont les productions correspondent à 90 % des besoins mondiaux. L’Afrique du Sud est le fournisseur principal des métaux de la mine du platine excepté le palladium dont environ 70 % de la demande proviennent des mines de nickel de Sibérie (Noril’sk). Cette situation contribue à créer des tensions cycliques sur le marché du palladium, métal indispensable dans la catalyse de postcombustion automobile.

16.1.3 Propriétés

Position dans la classification périodique des éléments Ce qui rapproche ces métaux, c’est d’abord leur position dans la classification périodique des éléments. Cette position est rappelée au tableau 16.2 qui indique également leurs plus proches voisins. 769


16 • Les métaux précieux et leurs alliages Tableau 16.1 – Ressources minières.

Métal

Origine

Pays producteurs

Argent

Sous-produits des mines de cuivre, plomb, zinc

Mexique, Pérou, Amérique du Nord, Australie, Chili

Or

Mines d’or

Afrique du Sud, Australie, Amérique du Nord, Chine

Platine

Mines de platine

Afrique du Sud, Russie, Amérique du Nord

Palladium

Mines de nickel Mines de platine

Russie, Afrique du Sud, Amérique du Nord

Rhodium

Mines de platine

Afrique du Sud, Russie, Amérique du Nord

Iridium

Mines de platine

Afrique du Sud

Ruthénium

Mines de platine

Afrique du Sud

Osmium

Mines de platine

Afrique du Sud

Tableau 16.2 – Classification des métaux précieux et position par rapport à leurs proches voisins. VB

VIB

5 23

VIIB

6 50,9 24

VIII

7 52,0 25

8 54,9 26

IB

9 55,8 27

10 58,9 28

IIB

11

58,7 29

12

63,5 30

13

27,0

14

28,1 15

31,0

Al

Si

P

aluminium

silicium

phosphore

65,4 31

69,7 32

72,6 33

74,9

V

Cr

Mn

Fe

Co

Ni

Cu

Zn

Ga

Ge

As

vanadium

chrome

manganèse

fer

cobalt

nickel

cuivre

zinc

gallium

germanium

arsenic

41

92,9 42

Nb

Mo

niobium 73

95,9 43

98,9 44

101,1 45

Ru

Tc

molybdène technétium ruthénium

180,9 74

183,9 75

186,2 76

102,9 46

106,4 47

107,9 48

112,4 49

114,8 50

118,7 51

121,8

Rh

Pd

Ag

Cd

In

Sn

Sb

rhodium

palladium

argent

cadmium

indium

étain

antimoine

190,2 77

192,2 78

195,1 79

197,0 80

200,6 81

204,4 82

207,2 83

209,0

Ta

W

Re

Os

Ir

Pt

Au

Hg

Ta

Pb

Bi

tantale

tungstène

rhénium

osmium

iridium

platine

or

mercure

thallium

plomb

bismuth

Des ressemblances plus étroites sont notées lorsqu’on considère séparément deux groupes, ainsi : – l’or et l’argent ont des points de fusion relativement bas, 1064 et 961 °C. Ils sont très bons conducteurs de la chaleur et de l’électricité, – les six platinoïdes se rapprochent de la triade fer, cobalt, nickel par leur chimie particulièrement riche en sels complexes. Leurs points de fusion sont tous supérieurs à 1550 °C. Ils présentent un grand éventail de propriétés mécaniques. 770



On a d’une part les quatre métaux précieux « légers » : ruthénium (Ru), rhodium (Rh), palladium (Pd), argent (Ag) dont les masses atomiques vont de 101 à 108 et les densités de 10 à 12,5, et d’autre part, les quatre métaux précieux « lourds » : osmium (Os), iridium (Ir), platine (Pt), or (Au) dont les masses atomiques vont de 190 à 197 et qui comptent parmi eux l’élément le plus dense connu : l’iridium (densité 22,6). Le moins « lourd » de ce sous-groupe, l’or, a encore une densité de 19,3.

Propriétés physiques Le tableau 16.3 rassemble les propriétés physiques des métaux précieux. Les métaux précieux cristallisent dans le système cubique à faces centrées à l’exception du ruthénium et de l’osmium qui cristallisent dans le système hexagonal.

C

Argent (Ag)

Or (Au)

Platine (Pt)

Valences principales

1,2

1,3

2,4

2,4

3,4

3,4

Section efficace d’absorption par les neutrons thermiques (b)

63,8

98,8

8,8

6,0

150

425

15,3

2,56

cfc

cfc

cfc

cfc

cfc

cfc

Hexagonal compact

Hexagonal compact

107 (51,83) 197 (100) 195 (33,8) 106 (27,3) 103 (100) 193 (62,7) 192 (41,0) 109 (48,17) 196 (25,3) 108 (26,7) 191 (37,3) 190 (26,4) 194 (32,9) 105 (22,2)

102 (31,6) 104 (18,6)

Structure cristalline

Principal isotope naturel : masse (%)

Palladium Rhodium (Pd) (Rh)

Iridium (Ir)

Osmium (Os)

Ruthénium (Ru)

1, 2, 3, 4, 1, 2, 3, 4, 7, 8 5, 6, 7, 8

Masse volumique (20 °C) (g. cm–3)

10,49

19,32

21,45

12,02

12,41

22,65

22,61

12,45

Point de fusion (°C)

961,9

1 064,4

1 772

1 554

1 965

2 410

3 045

2 310

Point d’ébullition (°C)

2 212

3 080

3 827

3 140

3 727

4 130

5 027

3 900

Chaleur spécifique (25 °C) (J. K–1.kg–1)

237

129

133

244

244

133

131

238

Chaleur latente de fusion (J. g–1)

103

64,9

101

157

210

135

154

252

Chaleur latente d’évaporation (J. g–1)

2 390

1 738

2 405

3 398

4 800

3 186

3 305

5 610

Coefficient de dilatation linéaire (0-100 °C) (x 10–6 K–1)

19,1

14,1

9,1

11,0

8,3

6,8

5

9,6

Conductivité thermique (0-100 °C) (W. m–1.K–1)

429

318

71,6

71,8

150

147

88

117

Résistivité électrique (20 °C) (μΩ.cm)

1,63

2,20

10,58

10,8

4,7

5,1

8,8

7,7

0,0041

0,0040

0,0039

0,0038

0,0044

0,0042

0,0041

0,0041

Coefficient de température de la résistance (0-100 °C) (K–1)


Tableau 16.3 – Propriétés physiques des différents métaux précieux.

771



Propriétés mécaniques L’or, l’argent, le platine et le palladium sont très malléables. On peut aisément en faire des feuilles minces ou des fils fins par travail à froid. Les métaux de la mine du platine montrent une grande variété d’aptitudes à la déformation. À l’intérieur de chaque sous-groupe, la vitesse d’écrouissage croît systématiquement avec le nombre atomique. Comme l’or et l’argent, le platine et le palladium sont tous les deux extrêmement ductiles à température ambiante. Dans la triade des plus « légers » (Pd, Rh, Ru) le ruthénium est le plus fragile ; l’osmium qui est le plus « lourd » n’a jamais pu être écroui efficacement ni à froid ni à chaud (fragilité comparable au verre). L’iridium, comme le rhodium, est écroui aisément à chaud, mais difficilement à température ambiante. Le tableau 16.4 précise les principales propriétés mécaniques de l’or, de l’argent et des métaux de la mine du platine. Tableau 16.4 – Propriétés mécaniques des différents métaux précieux. Argent (Ag)

Or (Au)

Platine (Pt)

Palladium (Pd)

Résistance maximale à la traction (MPa) : – recuit – écroui

140 330

130 220

125 - 150 200 - 300

140 - 195 325

Allongement (%) à 20 °C : – recuit – écroui

40 - 50 3-5

30 - 50 4

30 - 50 1-3

25 - 35 1,5 - 2,5

30 - 35 2

20 - 22 15 - 18

–

25 95

25 - 30 55 - 60

37 - 42 90 - 95

37 - 44 105 - 110

120 300

200 - 240 600 - 700

300 - 350 670 - 1 000

200 - 480 750

82

78,5

171

121

379

528

559

447

Dureté Vickers (HV) : – recuit – écroui Module de Young (20 °C) (GPa)

Rhodium (Rh)

Iridium (Ir)

700 - 800 550 - 1 100 1 380 - 2 070 1 200

Osmium (Os)

Ruthénium (Ru)

– –

495

3

Résistance à l’oxydation L’or ne forme pas d’oxyde et reste brillant après une exposition prolongée à l’air à chaud. À chaud, l’argent dissout de grandes quantités d’oxygène. Il peut également former des oxydes dont certains sont utilisés industriellement (piles électriques par exemple). – Comme l’or et l’argent le platine reste brillant après un chauffage à l’air à haute température. Bien que formant des oxydes (PtO, PtO2), la perte de poids du platine reste très faible (stabilité des appareils de production de verres). – Le rhodium forme deux oxydes : Rh2O3 qui se forme à la surface dès 400 °C entraînant une augmentation de poids jusqu’à 1 100 °C température à laquelle il se décompose, et RhO2 qui se dissocie à 1 400 °C. Dans une large gamme de températures les courbes de pression de vapeur des oxydes de platine et de rhodium coïncident. Ainsi, le platine et le rhodium se volatilisent de la surface des alliages platine-rhodium dans les mêmes propor772


16.2 L’argent

tions ce qui n’entraîne pas de variations de compositions des alliages même après de longues durées d’exposition (stabilité des thermocouples platine-rhodium et des appareils verriers). – Le palladium est très sensible à l’air au dessus de 1 000 °C et dissout de grandes quantités d’oxygène. Le palladium a une pression de vapeur métallique du même ordre de grandeur que celle de l’oxyde PdO au dessus de 900 °C. – L’iridium s’oxyde beaucoup plus vite que le rhodium et moins que le ruthénium. – Le ruthénium et surtout l’osmium s’oxydent très rapidement à l’air. L’osmium commence à brûler à partir de 400 °C ; les oxydes formés OsO3, OsO4 sont liquides en dessous de 130 °C.

Résistance à la corrosion chimique Les métaux précieux sont très résistants aux agents chimiques et certains d’entre eux sont inaltérables même à chaud (tableau 16.5).


C

C’est cette inaltérabilité qui permet à ces métaux d’exister dans la nature à l’état natif et leur confère, notamment à l’or, un éclat qui a toujours eu un effet attractif sur l’homme, éclat qui persiste au cours des temps : les trésors égyptiens (1000-2000 av. J.-C.) sont retrouvés aussi brillants qu’au jour où ils ont été abandonnés. Cette propriété est à l’origine de l’utilisation de l’or comme monnaie, puisqu’il conserve toujours le même poids.

16.1.4 Les utilisations les plus courantes Le tableau 16.6 rassemble les utilisations principales des métaux précieux en bijouterieorfèvrerie, dans le secteur médical et dans l’industrie.

16.2 L’argent 16.2.1 Approvisionnement – Consommation L’argent est un sous-produit des mines de cuivre, plomb et zinc. Sa production minière représente 65 % des besoins mondiaux soit trois fois plus que la part provenant du recyclage des produits usagés, rebuts de fabrication et déchets divers. La consommation mondiale concerne presque exclusivement la fabrication de produits manufacturés, tous secteurs d’activités confondus.

16.2.2 Domaines d’applications Les applications industrielles, l’orfèvrerie-bijouterie et la photographie représentent au moins 97 % de la consommation mondiale d’argent. L’argent possède un certain nombre de propriétés spécifiques : • sensibilité à la lumière, • conductivité électrique et thermique, • haut pouvoir de réflexion, • malléabilité et ductilité, qui rendent difficile son remplacement dans la plupart des principales utilisations connues : • nitrate d’argent pour la photographie (grand public, médical, arts graphiques), 773

16.2 L’argent


Tableau 16.5 – Comportement des métaux précieux dans différents milieux chimiques. t (°C)

Ag

Au

Pt

Pd

Rh

Ir

Os

Ru

Acide sulfurique concentré

Nature du milieu

20 100

C D

A A

A A

A C

A B

A A

A A

A A

Acide nitrique (62 %)

20 100

D D

A A

A A

D D

A A

A A

D D

A A

Acide chlorhydrique (36 %)

20 100

C D

A A

A B

A B

A A

A A

A C

A A

Eau régale (1/3 acide nitrique + 2/3 acide chlorhydrique)

20 100

D D

D D

D D

D D

A A

A A

D D

A A

Acide phosphorique

100

B

A

A

B

A

A

D

A

20

C

A

A

A

A

A

A

A

D

A

A

A

A

A

A

A

Acide bromhydrique (d = 1,7)

20 100

A

B D

D D

B C

A A

A C

A A

Acide iodhydrique (d = 1,75)

20 100

A A

A D

D D

A A

A A

B C

A A

Acide fluorhydrique (40 %) Anhydride sulfureux humide

Acides organiques

20

A

A

A

A

A

A

A

A

Chlore sec

20

A

B

B

C

A

A

A

A

Chlore humide

20

C

D

B

D

A

A

C

A

Iode

20

B

A

B

B

A

A

A

Brome humide

20

D

D

C

D

A

A

B

A

Solution aqueuse de NaClO

20 100

B D

A

A A

C D

B B

A B

D D

D D

Solution aqueuse de FeCl3

20 100

C D

A A

A A

C D

A A

Solution de HgCl2

100

A

A

A

A

A

C A

B

Ammoniaque

20

A

A

A

A

A

A

A

Soude

20

A

A

A

A

A

A

A

A

Carbonate de sodium fondu

A

A

A

B

B

A

D

B

Nitrate de sodium fondu

D

A

A

C

A

A

D

A

Sulfate de sodium fondu

D

A

B

C

C

A

B

B

A : Aucune corrosion décelable. – B : Corrosion d’une importance pratiquement tolérable. C : Corrosion plus forte, en général trop importante pour une utilisation. – D : Très forte attaque.

• alliages pour l’orfèvrerie, la bijouterie, la monnaie et les instruments de musique (flûtes, cloches, cordes), • alliages d’apport dans la technique de brasage, • matériaux de contacts électriques, • bains électrolytiques pour les revêtements destinés à la décoration, les bijoux électroformés, les industries électronique et électriques, • poudres et pâtes pour l’électronique (condensateurs céramiques multicouches, circuits hybrides, charges pour les colles conductrices utilisées dans les circuits intégrés), 774

16.2 L’argent


Tableau 16.6 – Applications principales des métaux précieux. Base or-cuivre-argent Revêtements d’or pur et allié Base or Argent

Nitrate d’argent Base argent-cuivre Argent-oxyde de cadmium, argent-nickel, argent-graphite, etc. Base argent Revêtement d’argent pur et allié

• Bijouterie • Décoration • Connectique • Semi-conducteur • Dentisterie • Photographie • Bijouterie • Orfèvrerie • Électrotechnique • Piles • Brasage • Décoration • Électronique

Platine

Platine pur Base platine, platine-rhodium Base platine-rhodium Base platine-rhodium Base platine, platine-rhodium Base platine-ruthénium, platine-cuivre Base platine, platine-iridium Base platine et alliages divers

• Catalyse • Verre • Toiles catalytiques • Thermométrie • Vaisselle de laboratoire • Bijouterie • Médical • Électronique, niches technologiques

Palladium

Palladium pur Base palladium, palladium-cuivre, palladium-nickel Base palladium-argent, palladium

• Catalyse • Toiles catalytiques

Base palladium-ruthénium

• Dentisterie • Membranes à hydrogène • Connectique • Électrotechnique • Connectique • Décoration • Bijouterie

Rhodium

Rhodium pur Revêtement de rhodium

• Catalyse • Décoration

Iridium

Iridium pur

• Catalyse • Creusets de fusion d’oxydes

Ruthénium

Ruthénium pur Oxyde de ruthenium, base iridium-ruthénium Revêtement de ruthénium

• Catalyse • Électrochimie • Contacts électriques « Reed »

Osmium

Osmium métal Oxyde d’osmium

• Aucune application • Coloration des coupes histologiques • Détection des empreintes digitales

Base palladium, palladium-cuivre Revêtement de palladium pur et allié


Or

• poudres argentées (verres, cuivre, aluminium) pour le blindage électromagnétique, • pâtes pour la sérigraphie des résistances chauffantes (lunettes arrière et rétroviseurs de voitures) et pour la métallisation des membranes de claviers d’ordinateurs, • métallisation des cellules photovoltaïques, • métallisations des compact disques enregistrables (CDR), • miroirs pour les applications grand public, les vitrages, l’astronomie, • traitement des verres optiques pour les rendre photosensibles, • batteries et piles : l’application la plus connue est la pile « bouton » (électrolyte à base de chlorure d’argent, d’oxyde d’argent), 775

16.2 L’argent


• applications dentaires et médicales : – alliages pour la dentisterie, – action bactéricide : purification de l’eau, équipement des dispositifs d’aération des hôpitaux pour la prévention de la maladie du légionnaire, – action bactéricide dans le secteur médical : imprégnation de cathéters, cicatrisation des brûlures, • catalyseurs dans l’industrie chimique : fabrication du formaldéhyde et de l’oxyde d’éthylène, • barres absorbantes de neutrons dans les réacteurs nucléaires, • supraconducteurs.

16.2.3 L’argent et ses alliages dans les métiers d’art Si le terme de bijouterie couvre toujours la fabrication de bijoux, l’orfèvrerie désigne de nos jours la fabrication de couverts et de plats pour les arts de la table qui peuvent être, soit en argent massif (argent et alliages argent-cuivre), soit en métal argenté. Pour ces derniers le métal de base, le plus souvent du maillechort (alliage cuivre-zinc-nickel) ou de l’acier inoxydable, est recouvert d’une fine pellicule d’argent pur par galvanoplastie. En France, le décret de 1972 a ramené le premier titre légal de 950 ‰ à 925 ‰ d’argent fin, en poids, pour l’aligner sur le premier titre international : l’argent Sterling. Il existe également un deuxième titre légal à 800 ‰ d’argent fin.

Caractéristiques de l’argent et des alliages argent-cuivre pour métiers d’art Les alliages argent-cuivre sont les alliages de base des métiers d’art. Le tableau 16.7 indique les principales caractéristiques physiques et mécaniques. Tableau 16.7 – Propriétés de l’argent et des alliages argent-cuivre utilisés dans les métiers d’art.

Teneur en argent (%)

Argent fin

Argent Sterling

Argent 800

99,95

92,5

80,0

7,5

20,0

961

801-899

780-810

10,49

10,35

10,15

40 110

60-70 130-140

90 140-150

140-180 280-330

250-300 450-500

350-400 500-550

40-50 3-5

35-40 1-2

30-35 1-2

Teneur en cuivre (%) Intervalle de fusion (°C) Densité Dureté Vickers HV : – recuit – écroui Résistance à la traction (MPa) : – recuit – écroui Allongement (%) : – recuit – écroui

La figure 16.1 est relative au diagramme d’équilibre des alliages binaires argent-cuivre. À l’état liquide, l’argent et le cuivre sont miscibles en toutes proportions. L’alliage eutectique correspond à la composition 71,9 % d’argent – 28,1 % de cuivre avec un point de fusion de 778 °C. 776

16.2 L’argent

16 • Les métaux précieux et leurs alliages 1100

1083

961

α

Liqu

Liq

+

uid

liq

us

ui

α

β + liquide

de

β

Solidus

500

400

α+β


600

Limite de solu bilité du cuiv re dans l’argen t

700

bilité de solu ivre Limite s le cu ent dan de l’arg

Température °C

800

dus Soli

900

idus

Liquide

Solid us

1000

300

200 Ag 100 %

Ag 72 %

Cu 0 %

Cu 28 % (eutectique)

Ag 0 % Cu 100 % Proportion Ag-Cu

Figure 16.1 – Diagramme d’équilibre des alliages binaires argent-cuivre.

Techniques de mise en forme La réalisation d’objets de formes variées (médailles, bijoux, vases, couverts, théières, timbales…) nécessite l’emploi de techniques variées dont les plus courantes sont : – la découpe des ébauches, – l’emboutissage : mise en forme en une ou plusieurs passes (gobelets, plats peu profonds), – le repoussage : sur mandrins de formes, avec nombreuses passes et recuits intermédiaires (théières, seaux à champagne), – le forgeage à chaud ou à froid, au marteau ou au maillet (soupières, plats creux ovales), – l’estampage en creux (coquilles de manches de couteaux, candélabres), – le matriçage, – le moulage au sable ou en cire perdue.

Techniques de mise en œuvre Les alliages d’argent pour orfèvrerie sont couramment fournis à l’état recuit pour faciliter leur mise en forme. L’écrouissage par forgeage, laminage, martelage, emboutissage ou tréfilage, a pour effet d’accroître la résistance du métal à la déformation : la résistance à la rupture, la limite élastique et la dureté augmentent. 777


16.2 L’argent

Le recuit Le recuit permet de restituer les propriétés et la structure que l’alliage possédait avant déformation. La procédure de recuit doit être suivie scrupuleusement car de petits écarts de température ou de vitesse de refroidissement peuvent affecter de façon significative les propriétés physiques de l’alliage. Ce traitement peut être fait au chalumeau, à condition que le réglage produise une flamme aussi réductrice que possible. Le temps pendant lequel la pièce est portée au rouge doit être réduit au minimum, afin d’éviter un grossissement du grain qui pourrait donner à la surface du métal un aspect de « peau d’orange ». L’argent premier titre peut également être recuit au four : la durée du recuit sera fixée par essais selon la taille et la forme des pièces. Il est toujours préférable de recuire les alliages argent-cuivre à l’abri de l’air en atmosphère neutre ou réductrice pour prévenir la formation d’oxydes de cuivre. La meilleure température de recuit pour un argent premier titre se situe entre 590 et 650 °C. Le recuit sera suivi d’une trempe à l’eau qui améliore sensiblement l’aptitude de l’alliage à la déformation.

La mise en solution et le revenu La solubilité du cuivre dans l’argent varie en fonction de la température. Un traitement thermique pratiqué à haute température (750 ± 10 °C) durant 10 à 30 minutes et suivi d’une trempe jusqu’à la température ambiante permet d’obtenir une solution solide sursaturée en cuivre. La structure résultante est hors d’équilibre (figure 16.1). Le traitement de revenu permet le retour à l’équilibre en rejetant sous forme de précipités une partie du cuivre qui était en sursaturation. Le phénomène s’accompagne d’un durcissement structural et de l’augmentation des propriétés mécaniques. Les pièces ou ébauches sont placées en étuve à 250-300 °C durant une heure. Le refroidissement peut être fait indifféremment à l’air ou à l’eau.

Le décapage Le décapage est exécuté dans une solution d’acide sulfurique à 10-12 % chauffée entre 50 et 80 °C.

Formes commerciales Les alliages d’argent sont disponibles sous une grande variété de formes. Citons : – pour les laminés : planches, plaques, bandes à plat, bandes et rubans en rouleaux, flans, – pour les tréfilés : barres, fils ronds, fils carrés, bâtes, baguettes, profilés, tubes ronds, tubes de forme.

16.2.4 Photographie Elle comporte trois opérations : la prise de vue dans l’appareil photographique, le développement et le tirage des positifs. • L’appareil photographique comprend une chambre noire, à l’avant de laquelle se trouve l’optique (objectif) et à l’arrière de laquelle est placée la couche sensible qui reçoit l’image formée. • Le développement comprend deux étapes principales : l’immersion dans le bain révélateur qui transforme l’image latente en image visible, constituée par de l’argent réduit et l’immersion dans le bain de fixage, qui, après rinçage, élimine les sels d’argent inutilisés. • Le tirage s’effectue sur une couche sensible à image latente (papier, plaque ou film) par exposition à la lumière blanche et se traite comme les négatifs dans des bains similaires. 778


16.2 L’argent

Le matériau argentique sensible à la lumière est formé par la suspension d’halogénures d’argent dans une couche de gélatine. Les cristaux d’halogénures d’argent sont préparés par mélange d’une solution de nitrate d’argent avec un halogénure alcalin soluble tel que le chlorure de sodium ou bromure de potassium. Tous les produits utilisés pour la fabrication des films et papiers doivent être d’une très grande pureté en particulier le nitrate d’argent pour lequel la quantité totale d’impuretés doit être inférieure à 1 ppm. Les applications photographiques représentent presque 30 % de la demande mondiale d’argent (tableau 16.9). Environ 75 % de l’argent utilisé pour la fabrication en photographie concernent la radiographie (38 %), le film et le papier de grande consommation (37 %). Depuis quelques années s’est développé un procédé n’utilisant plus de sels d’argent : la photographie numérique. Cette technologie met directement les images sous une forme électronique. Le grand intérêt est qu’après avoir été numérisées les images peuvent être manipulées sur un micro-ordinateur. Il y a deux façons de numériser les images :


1 – une caméra fixe immédiatement les images sous forme numérique, éliminant l’utilisation de l’argent 2 – une photographie obtenue par le procédé classique à l’argent est « scannérisée » puis traitée sur un micro-ordinateur. On comprend tout l’intérêt du procédé en particulier pour l’imagerie médicale ou les arts graphiques. Pendant quelques années encore, le procédé argentique surpassera le procédé numérique en raison d’une qualité d’image supérieure, d’un coût plus faible et d’une plus grande simplicité d’utilisation.

16.2.5 Applications industrielles de l’argent et de ses alliages

Matériaux de contact pour l’électrotechnique Principaux produits

L’argent est de tous les métaux celui qui a la plus faible résistivité électrique et la plus grande conductivité thermique. Ces propriétés, auxquelles s’ajoute la résistance à l’oxydation par l’air, en font le métal de base pour la fabrication des pièces de contacts électriques des appareillages basse tension : interrupteurs, relais, contacteurs, disjoncteurs. Les avantages présentés sont les suivants : – résistance de contact faible et stable, – faible échauffement par effet Joule, – rapide dissipation de la chaleur. Cependant, l’argent ne peut pas être utilisé en électrotechnique à l’état pur en raison de : – ses propriétés mécaniques médiocres en particulier de sa faible dureté, – sa volatilisation rapide sous l’action des arcs électriques qui peut donner lieu à des soudures, – son aptitude à la sulfuration. On lui préfère une gamme d’alliages et de pseudo-alliages élaborés par association de métaux, graphite, carbures, ou oxydes : – le cuivre et le cadmium élèvent la dureté, ainsi que la tenue à l’érosion et aux soudures, mais altèrent la conductivité électrique, – le nickel, les oxydes de cadmium, de zinc, d’étain, augmentent la résistance à la soudure et la tenue à l’érosion par l’arc électrique, propriétés principales mises en œuvre dans les contacteurs, – les additions de tungstène et de carbure de tungstène procurent une exceptionnelle résistance à l’érosion, au détriment de la stabilité de la résistance de contact, 779


16.2 L’argent

– l’addition de 3 à 5 % de graphite garantit la meilleure tenue à la soudure, indispensable pour assurer la sécurité de fonctionnement de nombreux disjoncteurs, – l’or et le palladium améliorent la résistance à la sulfuration, indispensable pour les applications à courant faible. Le tableau 16.8 indique les alliages industriels les plus courants en électrotechnique et leurs applications respectives.

Formes commerciales Ces différents produits sont livrés sous des formes très variées. • Demi-produits massifs : – fils pour contactage et fabrication de rivets, – bandes pour découpe de pastilles ou de plaquettes, – fils et bandes pour fusibles. • Demi-produits bimétalliques, trimétalliques et les microprofilés : ils réalisent une économie importante en limitant l’emploi de métaux précieux aux seules zones fonctionnelles. • Pièces de contact unitaires : – rivets massifs, bimétalliques et trimétalliques, – pastilles, plaquettes, billes, boîtiers, vis. • Pièces de contact découpées, rivetées, soudées, brasées, serties : – ponts, pôles fixes et mobiles, – lames, curseurs, balais.

Alliages pour assemblage par brasage Par brasage, on assemble des pièces métalliques à l’aide d’alliages d’apport à l’état liquide ayant des températures de fusion inférieures à celles des pièces à réunir. Le brasage fort met en œuvre des alliages d’apport dont les températures de fusion sont supérieures à 450 °C et s’établissent en pratique dans l’intervalle 600-800 °C. Le brasage tendre utilise des alliages d’apport dont les températures de fusion sont inférieures à 450 °C et se situent généralement dans l’intervalle 200-400 °C. Les alliages à l’argent couramment utilisés dans l’industrie pour le brasage des aciers et des alliages cuivreux doivent posséder les propriétés suivantes : – – – –

bas point de fusion, bonne fluidité, bonne ductilité qui rend possible la présentation du métal d’apport en préformes, joints de brasage présentant de bonnes propriétés mécaniques.

On distingue les types de brasures suivants : – – – – –

alliages quaternaires (argent, cuivre, zinc, cadmium), brasures à l’argent sans cadmium, à l’étain, brasures au phosphore (cuivre, argent, phosphore) autodécapantes, brasures spéciales pour usages particuliers, métaux d’apport pour brasage tendre.

Tous les moyens de chauffage peuvent être utilisés : chalumeau, induction, résistance, four sous atmosphère. Les formes de livraisons courantes sont décrites dans la norme AFNOR NF A 81.362. Certaines compositions existent sous forme de pâtes qui sont des mélanges homogènes de poudres métalliques, de flux (facultatif) et de liants. 780

16.2 L’argent


Tableau 16.8 – Principaux alliages utilisés en électrotechnique.

Argent pur

Argent-cuivre

Argent-nickel

Argent-oxyde de cadmium*

Densité

Ag pur

Ag-Cu3 Ag-Cu10

Ag-Ni10 Ag-Ni 15 Ag-Ni 20

Ag-CdO10 Ag-CdO12 Ag-CdO15

10,5

10,4 10,3

10,2 10,1 10,0

10,1 10,2 10,0

Dureté Résistivité Vickers (HV) électrique recuit/écroui (μΩ-cm)

40/110

60/130 80/150

55/120 60/125 75/130

70/115 70/100 70/100

Propriétés spécifiques Utilisations

1,60

Haute conductivité électrique Auxiliaires de commande Relais industriels Thermostats

1,90 2,20

Bonne résistance aux arcs électriques de faibles puissances Auxiliaires de commande Contacteurs de petits calibres Interrupteurs

1,98 2,05 2,15

Conductivité électrique élevée Bonne résistance à l’usure mécanique, à l’érosion, au transfert et au collage Contacts auxiliaires de contacteurs Interrupteurs domestiques Programmateurs Contacteurs de puissance moyenne fonctionnant à l’air Équipements automobile

2,00 2,00 2,15

Le meilleur compromis de résistance à l’érosion/résistance au collage/résistance de contact Contacteurs Relais de puissance Interrupteurs différentiels

Argent-graphite

Ag-C3 Ag-C5

9,1 8,6

25/40 25/40

2,20 2,40

Sécurité contre le collage Résistance de contact stable Disjoncteurs de distribution basse tension Disjoncteurs modulaires Contacts glissants

Argentpalladium

Ag-Pd30

10,8

60/170

15,00

Faible tendance à la sulfuration Relais téléphonie Relais industriels spéciaux

Argent-oxyde d’étain

Ag-SnO28 Ag-SnO210 Ag-SnO212

10,0 9,8 9,6

60/110 75/110 80/110

2,10 2,20 2,30

Excellente tenue à l’érosion Échauffement légèrement supérieur aux Ag-CdO Contacteurs Relais


Matériaux de contact

* Les problèmes de toxicité liés à l’utilisation du cadmium et à ses composés en restreignent les applications. L’oxyde de cadmium se trouve de plus en plus souvent remplacé par l’oxyde d’étain. D’après ENGELHARD-CLAL : Notice commerciale.

781


16.2 L’argent

Électronique Les différents produits se présentent sous les formes suivantes.

Demi-produits – pastilles et petites pièces pour composants de puissance : diodes, transistors, thyristors, – boîtiers pour condensateurs tantale gélifiés.

Dépôts de couches minces L’argent de très haute pureté est utilisé sous forme de cibles de pulvérisation cathodique et de charges pour évaporation sous vide.

Dépôts de couches épaisses L’argent en poudre, seul ou associé à d’autres métaux précieux tels que palladium, platine, or est utilisé sous forme de pâtes conductrices pour les applications suivantes : • Pâtes à cuire (600-850 °C) – microélectronique hybride sur alumine ou acier émaillé, – condensateurs céramiques multicouches, – métallisation de céramiques : varistances, thermistances, PZT, résistances à l’oxyde d’étain, condensateurs disques, condensateurs mica, porcelaine, – cellules solaires, – dégivrage des lunettes arrière de voitures. • Pâtes polymères (polymérisation 20 à 300 °C) – circuits imprimés, – claviers à membranes, – colles conductrices époxydes et polyimides pour collage de puces et reports de composants, – élastomères et revêtements conducteurs pour la protection électromagnétique (EMI et RFI), – condensateurs tantale.

Revêtements électrolytiques L’argent est largement utilisé pour la décoration en raison de son caractère biocompatible et dans l’industrie pour ses propriétés électriques et thermiques (contacts électriques, guides d’ondes…). Résistant à l’oxydation, l’argent est par contre très sensible à la sulfuration avec pour conséquences le ternissement des surfaces et la dégradation des propriétés électriques. L’objet à argenter est positionné en cathode ; l’anode est en argent ou en acier inoxydable. On peut classer les bains galvaniques en trois catégories : – bains cyanurés alcalins contenant une grande quantité de cyanures libres, – bains cyanurés neutres contenant une quantité très faible de cyanures libres, – bains exempts de cyanures : ils sont fort peu utilisés. Dans le cas des bains cyanurés, les sels d’argent utilisés sont le cyanure simple ou le cyanure double d’argent et de potassium. Les autres composants sont : – – – – 782

électrolyte conducteur : KCN, K2CO3, sel d’acide organique, brillanteurs métalliques : Sb, Se, Te, brillanteurs organiques : acides benzène-sulfoniques mercaptans, agents tensio-actifs.

16.2 L’argent


Tableau 16.9 – Bains galvaniques cyanure d’argent et propriétés de leurs dépôts.

Propriétés des dépôts

Conditions opératoires

Électrolyte

Bain cyanure neutre

1

2*

3

4*

5*

cyanure

cyanure

cyanure

acide organique

acide organophosphonique

pH

12

12

12

8,0

9,0

Température (°C)

30

50

40

60

60

Rendement de courant (mg/A. min)

67

67

67

67

67

Densité de courant (A/dm2)

2

20

4

40

80

Teneur Ag (g/l)

24

50

80

80

100

Apparence

poli miroir

brillant

semi-brillant mat

semi-brillant

brillant

Dureté (Hv)

150-200

150-200

80-120

80-110

80-140

Poids (mg/μm. cm2)

1,04

1,04

1,04

1,04

1,04

Résistance de contact (mΩ)

0,4

0,4

0,4

0,4

0,4

contacts électriques, connectique, Bijouterie

connectique

semiconducteurs

semiconducteurs

semiconducteurs

Applications


Bain cyanure alcalin

Type de bain

*Électrodéposition haute vitesse.

Le tableau 16.9 donne des exemples de bains d’argenture et les propriétés des dépôts. Les bains cyanurés alcalins qui contiennent une grande quantité de cyanures libres sont surtout utilisés en décoration. Les dépôts d’argent pur sont mats ou brillants. Les bains contenant des métaux d’addition ou des composés organiques donnent toujours des dépôts brillants. Dans le cas des bains cyanurés neutres, le sel conducteur est un sel d’acide organique (acide citrique ou oxalique) ou un organophosphonate. Les brillanteurs et affineurs de grains sont des composés organiques. Ces bains qui ont été développés autrefois pour l’électrotechnique sont actuellement utilisés pour l’électrodéposition haute vitesse dans l’industrie des semi-conducteurs.

Catalyse

L’argent est un excellent catalyseur d’oxydation des alcools méthylique et éthylique vers les aldéhydes correspondants. Sous forme de toiles tissées ou de cristaux, il est utilisé dans les différents procédés de fabrication du formaldéhyde (formol) par déshydrogénation du méthanol. Il catalyse les réactions d’oxydation de l’éthylène en oxyde d’éthylène. Les toiles et les cristaux sont en argent d’une pureté > 99,99 %.

16.2.6 Affinage et récupération

Affinage de l’argent

Le procédé habituel est l’affinage électrochimique. Il exige un alliage contenant au moins 90 % d’argent et permet d’obtenir de l’argent titrant 99,99 %. 783


16.3 L’or

L’électrolyte est une solution de nitrate d’argent dans l’acide nitrique en présence de nitrate de cuivre dont la fonction est d’accroître la conductibilité de l’électrolyte. L’anode est le métal brut à affiner, la cathode une plaque d’argent ou d’acier inoxydable (procédé Mœbius) suspendue par des contacts d’argent ou de cuivre. Les cathodes oscillent pour permettre la chute des cristaux d’argent déposés avant que leur trop grande épaisseur ne provoque un court-circuit. La cuve d’électrolyse possède un fond permettant de recueillir en continu les cristaux d’argent. La plupart des métaux qui accompagnent l’argent, en particulier le plomb, le cadmium, le cuivre, le palladium, se dissolvent à l’anode et restent en solution. L’or, le platine, le rhodium, l’iridium sont insolubles et restent dans les boues anodiques. Ils sont valorisés ultérieurement. Lorsque l’alliage à affiner contient moins de 90 % d’argent, il peut : – être fondu avec des alliages de titre supérieur à 90 %, – être mis en solution par attaque nitrique. La réduction des solutions argentifères par le cuivre permet d’obtenir un cément qui après fusion donne un alliage titrant au minimum 90 %. Dans les deux cas l’alliage obtenu est affiné par électrolyse. L’affinage électrochimique a pour inconvénient majeur les grandes quantités d’argent immobilisées (électrolyte, boues, cathodes).

Récupération des déchets Déchets métalliques Origine : métiers d’art (bijouterie, orfèvrerie), industrie (brasures, contacts, cristaux pour catalyse…)

Déchets solides non métalliques – résidus de sels, – films, papiers photographiques, – radiographies. Les déchets solides, métalliques ou non, subissent un traitement de préparation conduisant à l’obtention d’un alliage susceptible d’être affiné électrochimiquement.

Déchets liquides – bains galvaniques : l’argent contenu dans les bains cyanurés est récupéré par épuisement électrolytique. – bains de fixage : L’argent est extrait des bains de fixage par un procédé électrolytique. Il est récupéré sous forme de métal fin déposé sur la cathode. Le fixateur est régénéré au fur et à mesure que l’argent se dépose. On peut estimer qu’un laboratoire de radiographie fixant une centaine de clichés par jour récupère environ 7 kg d’argent par an. En outre, l’économie de fixateur qui en résulte est de l’ordre de 50 %. Actuellement il existe des appareils de récupération portatifs spécialement conçus pour cette application. Ils peuvent être installés à demeure dans les hôpitaux, chez les radiologues, les photographes…

16.3 L’or 16.3.1 Approvisionnement – Consommation La production minière est la source principale d’approvisionnement (plus de 60 %). La source secondaire est représentée par le recyclage des produits usagés et des rebuts 784


16.3 L’or

de fabrication, et à un degré moindre par la mise sur le marché de lingots provenant du déstockage des banques centrales. La demande mondiale est très liée aux besoins de la bijouterie bien que la consommation en électronique tende à se développer. Les utilisations traditionnelles (dentisterie, brasures, contacts électriques, dorures, vitrages) restent stables et la frappe de monnaies et médailles très marginale.

16.3.2 Domaines d’applications L’or est avant tout utilisé en bijouterie. Dans l’industrie, certaines technologies de pointe font de plus en plus appel aux propriétés exceptionnelles de l’or et cela malgré la valeur métal élevée. L’or est surtout connu pour sa couleur, son inaltérabilité à l’air, ses propriétés électriques (conductibilité électrique élevée, très faible résistance de contact), son haut pouvoir de réflexion, sa bonne conductivité thermique, sa malléabilité et ductilité, son inertie chimique et sa biocompatibilité.


C

Hormis la bijouterie et la dentisterie, il est le plus souvent utilisé sous forme de revêtements d’épaisseurs faibles ou sous une forme divisée (fils et feuilles minces, poudres microniques, or colloïdal). En électronique, on recourt à l’or pour assurer une meilleure fiabilité des connexions électriques des circuits intégrés, des circuits imprimés, des connecteurs à tel point que ce métal est devenu vital pour certains composants comme les microprocesseurs, ceux intégrant les téléphones mobiles, les appareils photographiques et caméras numériques par exemple.

Électronique et télécommunications Circuits intégrés La fonction de l’or est d’établir la connexion électrique entre la puce (« chip ») et la grille métallique (« lead-frame »). Les fils ou boucles appelés fils « bonding », à base d’or très faiblement dopé au béryllium, ont des diamètres de l’ordre de 15 à 30 micromètres. Ces composants sont à la base du développement de l’industrie des semi-conducteurs. Avec les nouvelles générations de puces à très haute densité de fonctions, de nouvelles techniques de connexions ne font plus appel à des fils mais à des plots d’or soudables à l’étain qui sont déposés par voie électrochimique ou chimique (« Flip-chip », « Ball Grid Array »).

Circuits hybrides Pour ce type de composants on a surtout recours à des couches minces submicroniques déposées par des techniques de pulvérisation cathodique et d’évaporation, ou à des « couches épaisses » de quelques dizaines de micromètres d’épaisseur élaborées par des techniques de sérigraphie et de cuisson de pâtes d’or appliquées sur des substrats céramiques. Ces produits interviennent dans des équipements électroniques miniaturisés destinés à des applications grand public (télévision, appareils photographiques, caméras numériques).

Circuits imprimés et connecteurs Il est essentiel de pouvoir assurer une très grande fiabilité des cartes électroniques et des connexions électriques qui leur sont associées. En téléphonie mobile, certains 785


16.3 L’or

connecteurs de plus en plus sophistiqués doivent présenter une bonne aptitude à la lubrification. L’or se révèle le meilleur compromis technico-économique. On l’utilise sous forme de métallisations électrochimiques ou chimiques réalisées sur une circuiterie de cuivre (circuits imprimés) ou de connecteurs à base d’alliages de cuivre. L’or intervient également sous forme de revêtements dans les diaphragmes des transmetteurs dont la fonction est de transformer les vibrations acoustiques en signaux électriques.

Lasers et optique En astronomie, l’or est présent sous forme de réflecteurs dans les télescopes et il est particulièrement adapté à la détection dans l’infrarouge. Dans les lasers, le procédé de revêtement d’or connu sous le nom de « laser gold » est associé aux cavités lasers et permet la focalisation du rayonnement surtout dans les basses énergies. Comme applications associées à l’utilisation de réflecteurs, on peut encore citer les caméras infrarouges et les « Compacts Discs » enregistrables (CD-R). Les têtes d’impression thermique des imprimantes et des lecteurs de cartes de paiement et certains composants de photocopieurs font appel à des revêtements d’or sérigraphiés sur un substrat céramique.

Médecine et santé L’or est biocompatible, malléable et ductile à l’état pur, résistant à l’état allié. En dentisterie, il est couramment utilisé sous forme de prothèses métalliques ou céramométalliques. Dans certains lasers médicaux, on utilise les propriétés spécifiques de l’or pour créer un rayonnement interne de couleur rouge qui se révèle efficace pour détruire de façon sélective les cellules cancéreuses sans échauffement des cellules saines voisines. Les utilisations de fils de sutures en chirurgie esthétique et pour le traitement des anévrismes, de l’or colloïdal en rhumatologie pour le traitement de la poly-arthrite chronique sont également bien connues.

Industrie, aérospatial et aviation – Utilisation de feuillards de milar doré pour la protection des satellites vis à vis du rayonnement solaire, – Contacts électriques Reed dans les détecteurs de chocs actionnant les air-bags de voitures, – Brasures pour l’assemblage des aubes de turbines de moteurs d’aviation, – Métallisation des vitrages, des fenêtres de cockpit, des casques de protection antifeu, – Décoration pour les arts de la table et l’embouteillage de luxe (porcelaine, cristal, bouteilles de parfum,…).

16.3.3 L’or et ses alliages dans les métiers d’art

Définition du titre Le titre or d’un alliage précieux est le rapport entre la quantité d’or fin contenu et la masse totale. On l’exprime en millièmes, ce qui représente le nombre de parties d’or qu’il contient pour 1 000 parties de l’alliage. Par exemple, un titre de 750 ‰ signifie qu’il y a 786


16.3 L’or

750 parties d’or pour 1 000 parties d’alliage ou, si l’on prend pour base le kilogramme, que cet alliage contient 750 g d’or fin. On exprime également le titre en carats : 24 carats correspondent à 1 000 millièmes, un carat vaut 41,666 millièmes. L’or commercial titre 999,5 ‰ d’or fin, il correspond au titre nominal de 1 000 ‰ (24 carats). Depuis le 19 Brumaire an VI, tous les ouvrages de bijouterie fabriqués en France devraient être conformes aux titres légaux : – premier titre : 920 millièmes (22 carats), – deuxième titre : 840 millièmes (20 carats), – troisième titre : 750 millièmes (18 carats). Depuis décembre 1993, le marché français s’est ouvert aux titres des 14 carats (585 ‰) et 9 carats (375 ‰). Le texte législatif introduit une distinction entre la dénomination « d’ouvrages d’or » réservée aux objets de 18 carats et plus et celle « d’alliages d’or » à ceux titrant 14 et 9 carats.


C

Alliages d’or pour bijouterie Les métaux que l’on associe à l’or ont une grande influence sur sa couleur et sa dureté. La plupart des principaux alliages commerciaux proviennent du système or-argent-cuivre auxquels on ajoute de faibles teneurs en nickel, zinc ou palladium. Chacun de ces métaux modifie la couleur et les caractéristiques mécaniques de l’alliage proportionnellement au pourcentage dans lequel il est présent (figures 16.2 et 16.3, tableau 16.10). Pour affiner le grain de certains alliages on incorpore aussi de faibles quantités d’iridium ou rhodium avec du ruthénium : quelques centaines de parties par million pondérales sont alors nécessaires.

16.3.4 Applications industrielles de l’or et de ses alliages

Revêtements électrolytiques et chimiques

Les revêtements électrolytiques d’or sont utilisés couramment dans le secteur de la décoration et de la bijouterie : bijouterie de fantaisie, fabrication de bijoux creux par électroformage, lunetterie, accessoires de mode, sanitaire. Il en est de même dans l’industrie électronique pour certains composants des semi-conducteurs et de la connectique. Il existe plusieurs types de bains électrolytiques : 1 2 3 4

– – – –

Bains Bains Bains Bains

cyanurés alcalins à pH élevé avec présence de cyanure libre. cyanurés neutres (pH 5-8) ne contenant pas de cyanure libre. cyanurés acides (pH 3-5) avec une teneur élevée en acide libre. sans cyanures.

Les propriétés des bains électrochimiques sont principalement déterminées par le type de composé d’or et les électrolytes utilisés. Pour atteindre les propriétés visées on incorpore dans les bains des composés tels que des éléments d’alliages, des brillanteurs, des additifs et des stabilisants. Les dépôts sont classés en quatre types : 1 – Ors purs avec une pureté minimum de 99,95 %, brillants ou mats généralement appropriés pour les composants semi-conducteurs. 2 – Ors alliés avec des puretés d’au moins 99,9 % brillants et très durs utilisables dans les contacts électriques ou pour les connecteurs. 3 – Ors brillants pour bijouterie où la relation couleur/composition est importante. Dépôts épais possibles (électroformage). 787

16.3 L’or

16 • Les métaux précieux et leurs alliages Cu

90

10

80

20

rouge

70

30

60

40

% Cu

50

% Ag

rose 50

40

60 blanchâtre

30

70 tre nâ jau

20

10

ne

ora

ng

e

jau

90

90 blanc

ne jau ert v

18c Au

80

ne jau âtre rd ve

80

14c 60 50

70

10c 40

30

20

10

Ag

Au %

Figure 16.2 – Couleurs des alliages or-argent-cuivre en fonction de leur composition.

10 carats, 41,7 % Au

18 carats, 75 % Au 14 carats, 58,3 % Au

Dureté Vickers (HV)

350

350

300 État vieilli

250

État vieilli

300

État

250

Refroidissement à l’air

200

État vieilli État Refroidissement à l’air

200

État trempé 150

150 État trempé 100

100

État trempé

50

0 0

10

20

Argent %

30 0

10

20

30

Argent %

40 0

10

20

30

40

50

60

Argent %

Figure 16.3 – Variation de la dureté Vickers des alliages or-argent-cuivre en fonction de la teneur en argent. 788

16.3 L’or


Tableau 16.10 – Principales compositions des alliages d’or pour bijouterie*. Composition

Symbolisation selon les normes NF EN 28654 et ISO 8654

Alliages 18 carats

Au

Ag

Cu

751 751 751 751 751 751

200 160 125 90 60 20

49 89 124 159 189 229

751 751 751 751

– – – 101

129 101 66 –

587 587 587 587 587 587 587 587 587

330 265 30 205 30 150 30 30 90

83 148 284 208 323 263 349 358 323

Gris

587 587 587 587

275 200 – –

38 – 249 275

Pd ................................ Pd ................................ Zn + Ni ........................ Zn + Ni ........................

Jaune pâle Jaune pâle Jaune Jaune Jaune Rose Rose Rouge

378 378 378 378 378 378 378 378

149 64 124 59 110 109 49 14

373 424 436 478 442 481 523 608

Zn Zn Zn Zn Zn Zn Zn

Gris

378 378 378

– – 575

423 372 47

Zn + Ni ........................ 199 Zn + Ni ........................ 250

Vert Jaune pâle Jaune Rose Rose Rouge

2N 3N 4N

Gris

Alliages 14 carats

Alliages 9 carats

Jaune vert Jaune pâle Jaune pâle Jaune Jaune Rose Rose Rose Rouge

0N 1N

Autres

Zn + Ni ........................ Ni + Pd ........................ Ni + Pd ........................ Pd ................................

C

120 148 183 148


Couleur

Zn .................................. 99 Zn .................................. 60 Zn .................................. 34 Zn .................................. 25 100 213 164 138

................................ 100 ................................ 134 .................................. 62 .................................. 85 .................................. 70 .................................. 32 .................................. 50

* Les alliages du commerce ont une teneur en or plus élevée afin de garantir en final les titres légaux.

4 – Flashs ou mises à la teinte surtout utilisés en finition pour la bijouterie. Le tableau 16.11 rassemble des conditions typiques de dépôts et les caractéristiques correspondantes. D’autres techniques de dépôts chimiques (« électroless ») sont également utilisées dans l’industrie. Elles se réfèrent à des bains faisant intervenir des mécanismes de réduction chimique ou autocatalytique.

Matériaux de contacts utilisés en électrotechnique

Les principales compositions sont précisées au tableau 16.12. 789

16.3 L’or


Tableau 16.11 – Propriétés des dépôts obtenus à partir des bains d’or galvaniques. Bain de cyanure d’or

Bain de sulfite d’or

Type de bain acide

Conditions opératoires

Électrolyte

acides organiques sels inorganiques

alcalin

neutre

alcalin

cyanures

sulfites organiques

sulfites

pH

3,6

6,8

≥ 11

7,2

9,5

Température (°C)

32

65

25

60

50

Rendement de courant (mg/A. min)

30

118

115

120

120

Densité de courant (A/dm2)

1,0

1,0

0,5

0,5

0,4

8

8

8

10

10

Apparence

brillant

mat

brillant

brillant

brillant ou mat

Dureté (HV)

160-240

50-80

120-140

200-240

130-190

Poids du dépôt (mg/μm. cm2)

1,74

1,93

1,81

1,85

1,92

Résistance de contact (mΩ)

0,6

0,3

0,3

0,5

0,3

connecteurs, circuits imprimés, bijouterie

semi-conducteurs électroformage

contacts, connecteurs, bijouterie

connecteurs contacts

semi-conducteurs connecteurs circuits imprimés

Concentration or (g/l)

Propriétés des dépôts

neutre

Application

Tableau 16.12 – Composition des alliages d’or utilisés en connectique.

Matériaux de contact

Densité

Dureté Vickers (HV) recuit/écroui

Résistivité électrique (μΩ-cm)

Or pur

Au

19,3

20/60

2,35

Or-nickel

Au-Ni 5

18,3

110/190

13,6

Au-Ag 25

16,0

30/110

10,7

Au-Ag 20-Cu 10

15,1

120/280

12,7

Or-argent

Propriétés spécifiques Utilisations Très faible aptitude à la formation de films de surface, d’autant meilleure que la teneur en or est plus élevée. Relais à environnement sévère. Connecteurs Auxiliaires de commande de sécurité. Commutateurs.

Alliages d’or pour le brasage sous vide ou en atmosphère contrôlée Ces brasures élaborées à partir de métaux de haute pureté servent à réaliser des joints de haute qualité en électronique et en aéronautique (tableau 16.13). 790

16.3 L’or

16 • Les métaux précieux et leurs alliages Tableau 16.13 – Principales brasures à base d’or. Composition (%) en poids

T (°C) Liquidus

Solidus

Ag

Au

Cu

Densité théorique

Caractéristiques et applications recommandées

Ni Liquidus < 900 °C

845

835

20 60

20

–

13,8

895

885

5 75

20

–

15,2

• Haute teneur en or et faible intervalle de fusion. Adapté au brasage des aciers inoxydables. • Haute teneur en or pour brasage étagé. Faible intervalle de fusion.

Liquidus > 900 °C

900 910 910

910 925 925 950

–

80

20

– – –

81,5 16,5 81,5 15,5 82,5 14,5

–

82

–

–

15,7

• Alliages d’or ductiles, à faible tension de vapeur. Recommandés pour le brasage des aciers inoxydables, des alliages de nickel, du cuivre et du Kovar. Excellente résistance à l’oxydation.

2 3 3

15,9 15,9 16,1

18

15,9

• Haute résistance mécanique et bonne tenue au fluage. Cet alliage accommode des coefficients de dilatation différents (ex. cuivre-molybdène, cuivre-Kovar). Excellente mouillabilité sur tungstène, molybdène, aciers inoxydables, cuivre, nickel, Kovar et les superalliages. Très bonne résistance à l’oxydation.

970

955

–

50

50

–

12,2

• Alliage d’or pour le brasage du cuivre, du nickel et des alliages du type Kovar.

993

944

–

70

16

14

14,3

• Alliage d’or ductile, à faible tension de vapeur. Recommandé pour le brasage des aciers inoxydables, des alliages de nickel, du cuivre et du Kovar.

1 005 1 010

985 990

– –

37,5 62,5 35 65

– –

11,2 11,0

• Alliages d’or pour le brasage du cuivre, du nickel et des alliages du type Kovar.

–

35

62

11,0

• Résistance mécanique et mouillabilité sur acier, nickel, tungstène, molybdène supérieures aux alliages binaires or-cuivre.

–

100

–

–

19,3

• Brasage des métaux de transition (fer-nickel-cobalt) et de leurs alliages.

–

10

90

–

9,47

• Brasage étagé des aciers et alliages base nickel.

1 030

1 000

1 064 1 078

1 062

3

C

• Pour assemblages sans intervalle de fusion. Bonne résistance à l’oxydation.


907

Métallisation des vitrages L’or en couches minces (1/100 micromètre) est appliqué par pulvérisation cathodique sur une vitre. Le vitrage obtenu laisse parfaitement passer la lumière visible mais réfléchit les rayonnements infrarouges, assurant aux bâtiments ainsi équipés une très bonne isolation thermique. Les vitres frontales du TGV ou la cabine de pilotage de l’Airbus sont également protégées par une pellicule d’or parcourue par un courant électrique qui empêche la formation de givre ou de buée. 791


16.4 Le platine

16.3.5 Affinage et récupération Plusieurs procédés permettent de récupérer les métaux précieux associés ou alliés à d’autres métaux, ferreux ou non ferreux, ou à d’autres matériaux. On récupère également l’or contenu dans les vieux bijoux, les chutes de fabrication,… Les différents types de déchets subissent soit un traitement métallurgique terminé par un affinage électrolytique soit un traitement chimique suivi d’une électrolyse.

Affinage pyrométallurgique (Procédé Miller)

Il exige un alliage d’une teneur en or supérieure à 20 %. On fait passer un courant de chlore à travers la masse fondue à l’abri d’une couche de borax. L’argent et les métaux communs se rassemblent à la partie supérieure sous forme de chlorures et sont séparés par décantation. L’or est recueilli à l’état métallique. Il titre 99,5 %. Ce procédé ne permet pas de séparer l’or des métaux de la mine du platine.

Affinage électrochimique (Procédé Wohlwill)

Il exige un alliage contenant au moins 90 % d’or et permet d’obtenir de l’or titrant 99,99 %. Il est habituellement utilisé en complément de l’affinage au chlore. L’électrolyte est une solution de chlorure d’or dans l’acide chlorhydrique. L’anode est le métal brut à affiner, la cathode une lame d’or ou une plaque de titane. La plupart des métaux qui accompagnent l’or, en particulier le platine et le palladium, se dissolvent à l’anode et restent en solution. L’argent et le plomb précipitent à l’état de chlorures. L’osmium, l’iridium et le rhodium sont insolubles à l’anode. Ce procédé a pour inconvénient majeur les grandes quantités d’or immobilisées (électrolyte, boues…). Des considérations économiques lui font parfois préférer l’affinage chimique.

Affinage chimique

– Si l’alliage contient plus de 50 % d’or et moins de 15 % d’argent il est attaqué avec une solution d’eau régale. Le chlorure d’argent qui se forme au cours de l’attaque est filtré. La solution issue de la filtration est traitée à l’acide chlorhydrique afin d’éliminer les vapeurs nitreuses. L’or est précipité par un courant d’anhydride sulfureux. Ce procédé permet de séparer l’or des métaux de la mine du platine. La concentration en palladium doit cependant être inférieure à 10 % dans l’alliage de départ pour ne pas être partiellement entraîné avec l’or. – Si l’alliage contient trois fois plus d’argent que d’or et des traces de métaux de la mine du platine, le procédé commence par une attaque nitrique destinée à éliminer le maximum d’argent et de métaux communs ainsi que le palladium. L’insoluble d’attaque est alors traité avec une solution d’eau régale comme au paragraphe précédent. – Pour des compositions différentes de a) et b) l’alliage sera fondu avec d’autres alliages or/argent afin de retrouver les compositions a) ou b). L’affinage chimique permet d’obtenir de l’or titrant 99,99 %.

16.4 Le platine 16.4.1 Approvisionnement – consommation Les mines représentent la source principale d’approvisionnement avec comme premier producteur l’Afrique du Sud. La Russie demeure le deuxième producteur loin devant les mines nord-américaines et quelques autres marginales. Cette position de la Russie continue à provoquer des tensions sur les cours du métal. La demande est toujours dominée par les besoins en bijouterie, au Japon et en Chine, et par ceux de l’industrie automobile où le platine demeure un catalyseur irremplaçable pour la réduction des émissions des gaz d’échappement. 792

16.4 Le platine


16.4.2 Élaboration Le platine est un métal ductile et malléable comparable en cela à l’or fin ; il se laisse aisément façonner par martelage, repoussage, estampage. Il s’élabore par fusion à l’air, sous vide ou sous atmosphère inerte (argon par exemple) dans des creusets céramiques généralement à base d’oxyde de zirconium stabilisé à la chaux ou à l’oxyde d’yttrium. Il se coule dans des lingotières en cuivre au chrome ou en graphite. Le lingot subit un forgeage à des températures comprises entre 1 000 et 1 300 °C avant d’être laminé ou tréfilé à froid. Au cours de la transformation en plaques, feuilles ou fils fins, on effectue des recuits intermédiaires (recuits de recristallisation) à la température la plus basse possible afin de rendre au métal sa plasticité initiale tout en évitant un grossissement du grain. Par exemple, pour porter la dureté du platine pur à 45-50 HV, on conseille un recuit de 15 minutes à 750 °C pour un état écroui par laminage avec réduction d’épaisseur de 80 %.


Par laminage et tréfilage à froid il peut être réduit jusqu’à des épaisseurs et des diamètres de quelques microns. Par chaudronnage, on réalise des revêtements de pièces en céramique ou en molybdène de formes complexes utilisées par exemple dans l’industrie verrière comme agitateurs ou pièces de coulée de verre fondu.

16.4.3 Alliages de platine Les métaux de la mine du platine sont rarement utilisés seuls. Le plus souvent, ils sont alliés aux autres métaux précieux pour renforcer leurs caractéristiques mécaniques ou leur résistance à la corrosion (figure 16.4). Pour un certain nombre d’applications la résistance mécanique du platine est insuffisante. Pour l’accroître sans abaisser la résistance aux agents chimiques, le platine est allié à d’autres métaux du même groupe, le plus souvent au rhodium ou à l’iridium, avec 260

Ni

240 220 Ag Dureté Vickers (HV)

200 180

Os

Ir

160 Cu 140 Ru

120

Au

100 Rh

80 60

Pd

40 20 0 0

2

4

6

8

10

12 14 16 18 20

% en poids

Figure 16.4 – Influence des éléments d’addition sur la dureté du platine à l’état recuit. 793

16.4 Le platine


lesquels il est miscible à l’état solide en toutes proportions (tableaux 16.14 et 16.15). L’alliage platine-rhodium 10 % (en poids) est le plus utilisé.

Résistivité électrique à 20 °C (μΩ.cm)

Coefficient de température de la résistance 0-100 °C (°C-1)

Allongement (état recuit) (%)

Dureté (état recuit) (HV)

20,65

1 825

17,5

0,0020

240

35-45

70

Pt-Rh 10 %

19,97

1 850

19,4

0,0017

320

35-40

90

Pt-Rh 20 %

18,74

1 900

20,8

0,0014

450

33-45

120

Pt-Rh 30 %

17,62

1 925

19,4

0,0014

500

20-25

132

Pt-Rh 40 %

16,63

1 940

17,5

0,0013

550

20-25

150

Pt-Ir 5 %

21,49

1 780

19,0

0,0019

280

30-40

80

Pt-Ir 10 %

21,53

1 800

24,0

0,0013

380

25-30

110

Pt-Ir 15 %

21,57

1 815

28,0

0,0010

500

20-25

150

Pt-Ir 20 %

21,61

1 825

31,0

0,0008

650

17-22

180

Pt-Ir 25 %

21,66

1 845

33,0

0,0007

880

15-20

220

Pt-Ir 30 %

21,70

1 885

35,0

0,0006

1 120

14-17

250

Pt-Au 5 %

21,00

1 670

17,0

0,0021

340

15-20

95

Résistance à la traction (état recuit) (MPa)

Température de fusion (°C)

Pt-Rh 5 %

Alliage

Masse Volumique (g. cm-3)

Tableau 16.14 – Propriétés physiques et mécaniques des principaux alliages du platine avec le rhodium et l’iridium.

Tableau 16.15 – Évolution de la résistance à la traction et de l’allongement aux hautes températures des principaux alliages du platine avec le rhodium et l’iridium.

Résistance à la traction (MPa)

Allongement (%)

900 °C

1 000 °C

1 200 °C

900 °C

1 000 °C

1 200 °C

Pt

110

75

50

56

63

63

Pt-Rh 5 %

150

102

68

50

63

70

Pt-Rh 10 %

205

133

96

47

60

66

Pt-Rh 20 %

330

205

109

10

43

60

–

192

75

–

–

–

Pt-Ir 10 %

794


16.4 Le platine

Pour des applications aux hautes températures nécessitant des matériaux résistant au fluage, on a recours à des alliages de platine renforcés par dispersion d’un oxyde. Ces matériaux appelés ODS (oxide dispersion strengthening) contiennent de très fines particules d’oxydes de taille inférieure à 0,1 µm à des teneurs comprises entre 0,05 et 0,15 % en poids d’oxydes.

16.4.4 Domaines d’applications

Bijouterie

La demande de platine qui reste très forte par tradition au Japon connaît depuis le milieu des années 1990 une très forte croissance en Chine et en Amérique du Nord. Au Japon, le titre minimum admis est de 850 ‰ en platine. En Chine le titre standard est à 950 ‰. En Europe les titres admis doivent être au moins égaux à 950 ‰. Aux USA, il existe quatre classes d’alliages de bijouterie : Pt Pt Pt Pt

C

1 000 ‰, 950 ‰ -Ru, Cu, Co, W, Ir, Pd, Rh, 900 ‰ -Ru, Cu, Ru, Ir, 850 ‰ -Pd, Cu, Ru, Ir.


– – – –

Industrie verrière Résistant aux altérations par de nombreuses substances avec lesquelles ils peuvent être en contact, le platine et ses alliages avec le rhodium sont les matériaux de choix pour l’élaboration de verres techniques et spéciaux. L’industrie verrière fait appel à ces matériaux sous forme de creusets, de revêtements de pièces réfractaires des bassins d’affinage, d’enroulements de fours électriques, d’agitateurs… pour l’élaboration par fusion à 1 200-1 500 °C. Les fibres de verre couramment utilisées dans le renforcement des plastiques pour l’élaboration de matériaux composites, de matériaux d’isolation thermique et phonique sont produites à partir de filières réalisées avec des alliages de platine-rhodium. Ces filières fonctionnent généralement à des températures voisines de 1200 à 1250 °C en continu pendant plusieurs mois et peuvent comporter jusqu’à plusieurs milliers de trous (« tétons ») à la sortie desquels se forment les fibres. Le verre optique est élaboré dans des fours dits « bassins d’affinage » en platine pur à des températures atteignant 1550 °C. Le platine est en effet le seul métal qui ne produise pas de traces d’oxydes cause principale de la coloration des verres. Les bassins d’affinage fonctionnent généralement pendant plus de deux ans sans arrêts, sauf ceux très brefs liés aux changements de programmes. Au dessus de 1 300 °C, certains verres deviennent conducteurs de l’électricité et peuvent être à l’origine de réactions chimiques rapides entre le platine et certains éléments composant les verres en raison de la formation de micropiles (formation de composés fragiles ou d’eutectiques à base de platine). Pour éviter ces phénomènes électrolytiques, il est indispensable dans certains dispositifs industriels de fusion et d’affinage de verre (cristal, verre optique, verre spéciaux) de relier les pièces en platine à la « masse électrique ». Remplacer l’un de ces appareils industriels (fours, creusets, filières) par un appareil neuf est une opération coûteuse, non seulement par l’interruption de la fabrication qu’elle implique, mais par les frais qu’entraîne l’affinage du métal récupéré et le façonnage du nouvel appareil. 795


16.4 Le platine

Pour certaines applications spécifiques on a recours aux alliages renforcés du type ODS présentant des vitesses de fluage considérablement réduites par rapport à celles des matériaux courants.

Chimie Toiles de platine-rhodium pour la synthèse de l’acide nitrique par oxydation de l’ammoniac

Les engrais azotés, tels que le nitrate d’ammonium et les nitrophosphates sont produits à partir de l’acide nitrique. La synthèse de cet acide est réalisée industriellement par oxydation de l’ammoniac dans des brûleurs contenant un certain nombre de toiles de platine-rhodium superposées qui catalysent la réaction. Le mélange gazeux air-ammoniac traverse les toiles à une température de 800 à 950 °C, la pression étant comprise entre 0,1 et 1 MPa suivant le procédé. Les toiles de platine, dont la forme et les dimensions dépendent de celles des brûleurs, sont généralement circulaires et leur diamètre peut dépasser 4 m. Il existe également des toiles hexagonales, carrées et rectangulaires. Elles peuvent être exécutées en tissu « droit » ou « chevron ». Ces toiles sont également utilisées pour la synthèse de l’acide cyanhydrique et dans un procédé de fabrication de l’hydroxylamine.

Industrie pétrolière Parmi les produits de distillation du pétrole, seules les fractions légères obtenues par craquage peuvent être utilisées comme carburants dans les moteurs à essence. Pour obtenir une essence à haut indice d’octane, le craquage doit être complété par un reformage. Pour réaliser simultanément ces deux opérations, on utilise des catalyseurs composés d’un support d’alumine ou silico-aluminate recouvert d’un dépôt de platine divisé.

Vaisselle de laboratoire Dans les laboratoires, certaines analyses chimiques comportent des opérations qui ne peuvent être réalisées dans la vaisselle courante, soit parce qu’elles ont lieu à haute température (fusions, calcinations), soit parce qu’elles mettent en jeu des agents corrosifs puissants. C’est la raison pour laquelle le platine est utilisé pur ou allié pour la fabrication de creusets, nacelles, capsules, électrodes, accessoires (tableau 16.16)

Thermométrie Susceptibles d’être obtenus avec un très haut degré de pureté, le platine et ses alliages avec le rhodium sont des matériaux de référence nécessaires à la métrologie.

Thermosondes à résistance de platine La résistance électrique du platine varie en fonction de la température. Les variations de résistance et de température étant toujours liées par la même relation mathématique, la température du métal, et par conséquent celle du milieu dans lequel il est plongé, peut être déterminée par mesure de sa résistance. L’élément sensible est formé d’un fil ou d’un dépôt en couche mince, de platine pur, dont la résistance électrique à 0 °C est ajustée à une valeur choisie d’avance (généralement 100 Ω). La résistance de platine est reliée par des fils de jonction à un appareil de mesure électrique, tel que potentiomètre, pont de mesure ou multimètre électronique. 796


16.4 Le platine

Robustes, interchangeables, de faible encombrement, les thermosondes à résistance de platine permettent d’effectuer des mesures à distance. L’intensité du signal de réponse, très supérieure à celle des signaux délivrés par les thermocouples, facilite

Tableau 16.16 – Métaux et alliages pour matériels de laboratoire.

1 200

1 300

Alliages de platine

1 200

Applications types

Fusions, calcinations, évaporations…

Platine de qualité standard contenant de très faibles quantités d’autres platinoïdes pour limiter le grossissement du grain à haute température. Teneur en platine + platinoïdes ≥ 999 ‰

Étude des verres

Platine de pureté ≥ 999,5 ‰ à teneur réduite en rhodium. Platine de pureté ≥ 999,8 ‰ (teneur en impuretés ≤ 200 ppm)

Tirage de monocristaux (niobiates, tantalates) Élaboration des fibres optiques

Platine renforcé par dispersion d’une phase d’un oxyde réfractaire, destiné aux applications hautes températures en milieu particulièrement corrosif.

C

Alliage platine-rhodium 10 % possédant des Fusions, calcinations, caractéristiques mécaniques à haute température évaporations à haute température très améliorées par rapport à celles du platine pur.

Fabrication de verres optiques très purs

Métal doublé pour la fabrication d’appareils dont la surface inférieure est en platine pur et dont la surface extérieure est en alliage platine-rhodium. Le doublé présente une résistance mécanique élevée et les produits fondus sont exempts de toute trace de coloration. Alliage platine-or 5 % possédant des propriétés remarquables de non-mouillabilité par les verres, ce qui se traduit par l’absence de collage au démoulage des culots des matières analysées.

1 100 Préparation de perles pour analyses par fluorescence X (perleuse semi-automatique ou automatique) 1 250

Iridium

Métal ou alliage sélectionné


Platines purs

Température d’utilisation maximum conseillée (°C)

Alliage platine-or-rhodium aux propriétés de non-mouillabilité remarquables. La présence de rhodium confère aux appareils une excellente stabilité de forme. Alliage platine-or 5 % renforcé par dispersion d’une phase d’un oxyde réfractaire, recommandé pour les creusets de fusion et les coupelles de coulée.

1 000

Analyses quantitatives par électrolyse (Cu, Co, Ni, Cd, Zn)

Alliage platine-iridium 10 %. La présence d’iridium assure une rigidité élevée au matériel et une bonne résistance à l’action des halogènes.

2 000

Tirage des monocristaux (GGG, YAG, saphir, spinelle…)

Son point de fusion élevé (2410 °C), son inertie chimique et sa résistance mécanique aux hautes températures en font le seul métal utilisable pour la fusion d’oxydes jusqu’à 2200 °C.

Des additions de rhodium ou d’iridium au platine améliorent les propriétés mécaniques tandis que la résistance à la corrosion demeure inchangée. La présence d’or confère aux alliages d’excellentes propriétés de non-mouillabilité par les verres.

797


16.4 Le platine

particulièrement la mesure, surtout dans le domaine des températures basses ou moyennes. La norme internationale IEC 60751 définit la relation résistance-température et les tolérances d’interchangeabilité. La plupart des pays industrialisés ont repris cette norme : – en France, norme AFNOR NF EN 60751, – au Royaume-Uni, norme BS EN 60751, – en Allemagne, norme DIN EN 60751. Le thermomètre à résistance de platine est l’instrument choisi pour définir la température entre 0,01 °C et 962 °C dans l’échelle internationale de température de 1990.

Thermosondes pour la mesure des températures d’ambiance Il en existe plusieurs types : – les modèles à enrobage verre, utilisables de –220 °C à 550 °C, – les modèles à enrobage céramique, utilisables de –220 °C à 850 °C. Leurs applications sont nombreuses dans le domaine de mesure et régulation des températures des fours industriels, du chauffage domestique, des chambres froides, du contrôle de la température des gaz liquéfiés, en lyophilisation, dans les bacs de stockage et les canalisations des raffineries de pétrole… ou pour le contrôle de la température des stérilisations médicales, des cultures microbiennes, des réserves de sang.

Thermosondes pour la mesure des températures de surface Il en existe plusieurs types : – les modèles à enrobage élastomère de silicone, utilisables de –70 °C à 250 °C, – les modèles à enrobage PTFE, polyimide ou époxy, utilisables de –70 °C à 180 °C. Plates et souples, les thermosondes épousent les surfaces courbes aussi bien que les surfaces planes. Aux applications énumérées ci-dessus, on peut ajouter le contrôle des températures dans les enroulements statoriques des moteurs électriques et des alternateurs de grande puissance.

Thermosondes miniaturisées Les modèles sont à couche mince, à faible temps de réponse, utilisables de –50 °C à 500 °C.

Thermosondes étalons Leur précision peut atteindre quelques millièmes de degré. Elles sont utilisées pour l’étalonnage des autres thermomètres et les mesures de températures de très haute précision.

Couples thermoélectriques Les couples thermoélectriques sont formés de deux fils métalliques de nature différente soudés à une extrémité. Ces fils sont isolés l’un de l’autre sur tout le reste de leur longueur, placés dans une gaine protectrice et raccordés à un appareil électrique qui mesure leur force électromotrice de contact. La norme NF EN 60584-1 donne les tables de référence destinées à convertir les forces électromotrices en températures correspondantes ou à effectuer la conversion inverse. La norme attribue un code littéral aux différents types de couples thermoélectriques : – le thermocouple platine-rhodium 13 %/platine est représenté par la lettre R, – le thermocouple platine-rhodium 10 %/platine est représenté par la lettre S, 798

16.4 Le platine


– le thermocouple platine-rhodium 30 %/platine-rhodium 6 % est représenté par la lettre B. Pour la mesure industrielle des températures allant jusqu’à 1600 °C (1400 °C pour les usages en régime permanent), les thermocouples platine-rhodium 10 %/platine et platinerhodium 13 %/platine sont de loin les plus répandus. Les couples suivants peuvent être utilisés jusqu’à 1700 ou 1800 °C (1600 °C pour les usages en régime permanent) : – – – –

platine-rhodium platine-rhodium platine-rhodium platine-rhodium

5 %/platine-rhodium 20 %, 6 %/platine-rhodium 30 %, 10 %/platine-rhodium 40 %, 20 %/platine-rhodium 40 %.

Les thermocouples en platine et alliages platine-rhodium sont précis, fidèles, interchangeables et peuvent être utilisés dans un large intervalle de températures. Ils ont une durée de vie très supérieure à celle des thermocouples de métaux communs en raison de leur stabilité structurale et de leur résistance à la corrosion. Ils sont utilisés pour contrôler la température des fours industriels, notamment dans les aciéries, les industries de transformation des métaux, l’industrie du verre, de la céramique,… Ils servent également à mesurer la température des métaux en fusion et particulièrement celle de l’acier liquide. Pour cette dernière application, on emploie généralement des fils de faible diamètre et de faible longueur, d’un poids de quelques milligrammes, placés à l’extrémité d’une canne pyrométrique dans un embout interchangeable.


C

Électrotechnique Les industries électriques et électromécaniques utilisent des quantités importantes de platine sous forme de matériaux de contact (tableau 16.17). Tableau 16.17 – Principaux alliages de platine utilisés en électrotechnique.

Matériaux de contact Pt pur Pt-Ir 10

Densité

Dureté Vickers HV recuit/écroui

Résistivité électrique (μΩ.cm)

Propriétés spécifiques Utilisations

21,4 21,5

40/110 120/190

10,6 25

Bonne résistance à la corrosion. en milieu agressif. Relais industriels. Contacts auxiliaires.

La résistance à la corrosion de ces métaux les fait préférer aux autres matériaux dans les circuits à faible puissance, où il importe en premier lieu que la résistance de contact soit peu élevée et conserve une valeur constante. Les alliages platine-iridium sont surtout employés pour fabriquer des contacts fonctionnant en milieu corrosif. À teneur en platine égale, les alliages platine-ruthénium offrent des qualités mécaniques supérieures.

Médical Le platine est utilisé comme élément d’addition des alliages d’or en dentisterie. Le platine pur et les alliages contenant entre 10 et 20 % d’iridium sont réputés pour leur biocompatibilité. 799


16.4 Le platine

Ils sont le plus souvent utilisés sous forme de tubes, tiges, fils, anneaux, petites pièces micro-usinées : – fils d’électrodes et pièces de précision pour stimulateurs cardiaques (pacemakers), – marqueurs et guides pour cathéters (souvent également à base d’alliages platinetungstène), – fils pour le traitement des anévrismes, – fils utilisés en urologie, – aiguilles d’acuponcture, – aiguilles de seringues réutilisables, – aiguilles et sources de radioéléments en radiothérapie (cancers de la langue, de l’utérus,…). Le platine est également utilisé en chimiothérapie sous forme de molécules actives (cisplatine par exemple).

Postcombustion automobile L’application la plus connue concerne la postcombustion automobile. Le principe repose sur l’utilisation d’un catalyseur fonctionnant avec un ratio air/fuel au voisinage du point stœchiométrique. Le contrôle est effectué à l’aide d’une sonde à oxygène disposée dans les gaz d’échappement à la sortie du moteur. Le pot catalytique est constitué d’une sonde à oxygène et du catalyseur proprement dit : – la sonde à oxygène comporte un substrat céramique généralement à base d’oxyde de zirconium revêtu de platine, – le catalyseur est constitué par un substrat céramique (cordiérite) en forme de nid d’abeilles qui supporte un revêtement d’alumine très finement dispersée (« wash-coat ») sur lequel on réalise une imprégnation de très fines particules de platine et de rhodium (système trois voies) ou de palladium (catalyseur d’oxydation d’appoint). Le catalyseur est disposé dans un pot en acier en tête du silencieux du pot d’échappement. Le platine et le palladium ont pour fonction d’oxyder l’oxyde de carbone et les hydrocarbures non brûlés en gaz carbonique et eau, le rhodium réduit les oxydes d’azote NOx en azote. Les catalyseurs de postcombustion automobile s’avèrant déjà insuffisants pour satisfaire certaines normes relatives aux émissions de gaz d’échappement (réglementation en Californie par exemple) on assiste à l’émergence de véhicules électriques. Le combustible n’est plus l’essence mais l’hydrogène qui alimente une pile électrique appelée « pile à combustible ». L’hydrogène pur est embarqué à l’état comprimé ou produit in situ en amont de la pile par un générateur d’hydrogène fonctionnant avec un combustible à base de méthanol. Plusieurs types de piles sont au stade pilote depuis des années mais les PEMFC (Proton Exchange Membrane Fuel Cells) sont celles qui sont les plus avancées industriellement. Le cœur de la pile est constitué par un ensemble de modules comportant chacun une feuille d’électrolyte solide (membrane de polymère conducteur ionique) avec sur chaque face une électrode de carbone platiné. On amène l’hydrogène à l’anode de chaque membrane et à la cathode l’air qui constitue la source d’oxygène. Le catalyseur platine à l’anode provoque la dissociation des atomes d’hydrogène en protons et électrons. Dès leur formation, les protons traversent la membrane et se combinent sur la cathode avec les anions oxygène pour former de l’eau. En assurant une connexion extérieure entre l’anode et la cathode on obtient un circuit électrique. La puissance de la pile dépend du nombre de modules mis en place. Les piles à combustible ont l’avantage de présenter un rendement énergétique plus élevé que celui des moteurs à explosion. 800


16.4 Le platine

On peut trouver aussi du platine allié (platine-nickel, platine-iridium) sous forme d’électrodes de bougies d’allumage sur certains modèles automobiles haut de gamme.

Autres applications On peut citer : – Alliages de platine-cobalt comme aimants pour diverses applications dont les disques durs d’ordinateurs. – Revêtements d’alliages de platine de certaines aubes de turbine de moteurs d’avion pour améliorer la tenue au fluage à chaud. – Électrodes de mesures. – Catalyseurs servant à l’extraction de l’oxyde de soufre dans les stations thermiques fonctionnant au charbon. – Alliages de platine dans les semi-conducteurs : couches de métallisation dans les puces et les circuits hybrides. – Organométalliques à base de platine liquide pour la décoration de la porcelaine et du verre (cristal, bouteilles) dans les arts de la table et la parfumerie. – Platine électroformé pour des bijoux et apprêts creux.


C

16.4.5 Affinage et récupération des platinoïdes

Affinage pyrométallurgique

On fait passer un courant de chlore à travers le métal fondu à l’abri d’une couche de borax. L’argent et les métaux communs se rassemblent à la partie supérieure sous forme de chlorures et sont séparés par décantation. Ce procédé ne permet pas de séparer l’or des métaux de la mine du platine, ni ces derniers entre eux. Le grand intérêt de ce procédé réside dans sa rapidité d’exécution. Il évite la mise en solution des alliages et l’affinage hydrométallurgique qui reste toujours long à mettre en œuvre malgré toutes les variantes apportées. On l’utilise pour l’affinage du Pt et des alliages Pt-Rh peu pollués en métaux communs et argent (5 % en poids).

Affinage hydrométallurgique Si l’alliage contient de l’argent et/ou de l’or il faut les séparer en tête du procédé (paragraphes 16.2.6 et 16.3.5). La première difficulté rencontrée dans l’affinage des platinoïdes est la mise en solution des alliages. Celle-ci dépend de l’état de division du métal : il faut impérativement des grenailles ou des copeaux. Elle se fait par attaque à l’eau régale ou le mélange acide chlorydrique/chlore sous pression. Ce dernier mélange est le seul susceptible de dissoudre les alliages à forte teneur en Rh, Ir (20, 30 %). L’objectif est de réduire les résidus d’attaque afin d’avoir le minimum de sous-produits à traiter. Il existe deux procédés pour séparer les platinoïdes en solution : 1 – Procédé « classique ». Le platine, le palladium, le rhodium et l’iridium sont séparés sous forme de chlorosels insolubles ; le ruthénium est distillé sous forme d’oxyde et recueilli dans une solution d’acide chlorhydrique. Les chlorosels de première précipitation sont réaffinés pour obtenir les métaux purs correspondants. L’inconvénient majeur de ce procédé réside dans le nombre important d’étapes dû à la nécessité de recycler les produits ce qui induit une immobilisation importante des métaux dans le temps. Par contre il est universel et permet de traiter n’importe quel type de produit. 801


16.5 Le palladium

2 – Procédé utilisant l’extraction par solvants. Depuis 30 ans de nombreuses études ont été faites pour substituer l’extraction par solvant à la gravimétrie traditionnelle. Les principaux avantages d’un procédé utilisant l’extraction par solvants sont : efficacité de séparation plus grande, obtention de produits de plus grande pureté, amélioration des rendements, possibilité d’automatisation, ce qui se traduit par un procédé plus rapide et moins de métaux immobilisés. Les solvants les plus utilisés sont : • pour le palladium : des solvants possédant la fonction sulfure : le di-n-octylsulfure (DOS), le di-n-hexylsulfure (DNHS) ou le groupement oxime : la β hydroxy-oxime, • pour le platine et l’iridium : le tributylphosphate (TBP), la tri-n-octylamine, • le rhodium reste en solution aqueuse. Si le ruthénium est présent il est distillé en tête du procédé. En cas de présence d’or celui-ci peut également être séparé par un solvant : le dibutylcarbitol (DBC) ou la methylisobutylcétone (MIBK). On peut également utiliser des résines échangeuses d’ions (IRA 400) ou complexantes à la place de solvants. Avec cette technologie il n’existe pas un procédé mais plutôt des procédés adaptés aux matières premières à traiter : forme, nature et concentration des métaux contenus. L’inconvénient de cette technologie est lié aux solvants eux mêmes qu’il faut recycler un maximum de fois pour des raisons économiques et détruire lorsqu’ils ne sont plus efficaces. Le coût peut être élevé.

Récupération des déchets Le prix élevé des platinoïdes fait que les déchets de fabrication ou les produits usagés sont collectés afin de récupérer les métaux contenus. Ce sont principalement des déchets : • métalliques : – Toiles catalytiques : Pt – Pd – Rh, – Matériel pour l’industrie verrière : Pt – Rh, – Bijouterie : Pt. – Dentisterie : Pd – Pt, – Vaisselle de laboratoire : Pt, Pt-Rh, Pt-Ir. • métaux supportés : – Catalyseurs automobile : Pt – Pd – Rh sur céramique ou acier, – Catalyseurs pétroliers : Pt sur alumine, – Composants électroniques : Pt sur céramique. Dans le cas des déchets avec supports un prétraitement approprié est nécessaire pour éliminer le support : calcination, concassage, broyage, séparation magnétique, tamisage,… et parfois même un traitement chimique spécifique.

16.5 Le palladium 16.5.1 Approvisionnement – Consommation Les approvisionnements sont essentiellement d’origine minière. Le palladium est le métal de la mine du platine qui présente les plus grandes variations de cours car il est très dépendant des livraisons russes (plus de 70 % des besoins mondiaux). 802


16.5 Le palladium

La demande est surtout liée aux besoins de la catalyse automobile, de l’électronique et du dentaire.

16.5.2 Élaboration Le palladium est un métal ductile et malléable a froid. Il s’élabore à l’état pur ou allié sous vide ou sous atmosphère neutre (argon ou azote) dans des creusets céramiques ou en graphite. Il se coule dans des lingotières en cuivre au chrome ou en graphite. Le lingot est forgé à des températures comprises entre 1 000 et 1 300 °C avant d’être laminé ou tréfilé à froid avec des recuits intermédiaires sous atmosphère neutre à des températures voisines de 700-800 °C. Le palladium se distingue du platine par une oxydabilité plus forte qui nécessite une protection sous vide ou sous atmosphère inerte lors des opérations de fonderie et des traitements thermiques accompagnant la transformation.


C

Le palladium est très sensible à l’hydrogène et à l’oxygène. Si des précautions ne sont pas prises pour le protéger à chaud, il s’en suit une dégradation de l’aptitude à la transformation et des caractéristiques mécaniques consécutive à la présence de porosités internes, d’oxydes ou d’hydrures. Le palladium se laisse transformer à froid par laminage, tréfilage, martelage, repoussage, estampage. Il est possible de réaliser des demi-produits jusqu’à des épaisseurs et des diamètres de l’ordre de quelques microns.

16.5.3 Alliages de palladium Le palladium est le plus souvent allié à l’argent (alliages pour la perméation de l’hydrogène, dentisterie), au cuivre et au nickel (alliages pour « connectique », production d’acide nitrique), à l’or (dentisterie, laboratoire). Ces métaux miscibles en toutes proportions avec le palladium, lui confèrent des propriétés spécifiques électriques, mécaniques, de perméabilité à l’hydrogène, de tenue à la corrosion chimique qui le rendent incontournable pour certaines utilisations (figures 16.5 et 16.6).

16.5.4 Domaines d’applications

Membrane de séparation de l’hydrogène L’hydrogène a la propriété de diffuser très rapidement dans le palladium et dans certains de ses alliages même sous des conditions de pression et de température modérées. Cette propriété conduit à l’utilisation de membranes de palladium et de ses alliages pour : – la purification et la génération d’hydrogène, – la séparation deutérium-tritium dans l’industrie nucléaire, – certains capteurs de mesure. Le premier brevet mentionnant l’utilisation du palladium pour la purification de l’hydrogène date de 1916. Le palladium et l’hydrogène forment deux solutions solides limitées : – solution solide α contenant 30 volumes d’hydrogène par volume de palladium, – solution solide β contenant 1 000 à 1 300 volumes d’hydrogène par volume de palladium. La solubilité de l’hydrogène entraîne une augmentation du paramètre cristallin et la formation de la phase β s’accompagne d’une dilatation volumique du réseau cristallin cubique à face centrée d’environ 10 % (tableau 16.18). 803

16.5 Le palladium

16 • Les métaux précieux et leurs alliages 50 45 Cu 40 Ir 35 Résistivité (μΩ-cm)

Ag 30 Rh 25 20

Pt

Os

Au

15 10 5 0 0

2

4

6

8

10

12

14

16

18

20

% en poids

Figure 16.5 – Influence des éléments d’addition sur la résistivité électrique du palladium à la température ambiante. 200 Ni

180

Ru

160 Ir

140 Dureté Vickers (HV)

Os 120

Cu Ag

100 80

Au

Rh

60

Pt 40 20 0 0

2

4

6

8

10

12

14

16

18

20

% en poids

Figure 16.6 – Influence des éléments d’addition sur la dureté du Pd à l’état recuit. 804

16.5 Le palladium


Tableau 16.18 – Variation du paramètre cristallin avec la teneur en hydrogène.

Rapport des concentrations atomiques H/Pd

Phases

Paramètre cristallin • (A)

< 0,02

α

3,889 à 3,895

0,02 < R < 0,58

α+β

3,895 à 4,025

0,58 < R < 0,75

β

4,025 à 4,040

La transformation α → β ne se produit qu’en dessous de 310 °C, quelle que soit la pression d’hydrogène appliquée.


L’addition d’argent au palladium évite la transformation α → β sans altérer la perméabilité vis à vis de l’hydrogène. L’alliage qui donne les meilleurs résultats contient 75 à 77 % en poids de palladium. Par rapport au palladium pur, il résiste mieux à la fissuration provoquée par le cyclage thermique, se transforme plus facilement et coûte moins cher. Industriellement, on réalise des cellules constituées de faisceaux de tubes Pd Ag 77-23 de plusieurs dizaines de centimètres de long, 1 à 3 mm de diamètre, une centaine de microns d’épaisseur de paroi, renforcés intérieurement par des ressorts en acier inoxydable. On applique à l’extérieur des tubes un flux d’hydrogène impur sous une pression de 2 MPa environ ; à l’intérieur des tubes la pression est de l’ordre de 0,1 MPa. Les tubes et le flux d’hydrogène impur sont maintenus à des températures de l’ordre de 300 à 350 °C. De tels dispositifs peuvent produire jusqu’à quelques Nm3/heure d’hydrogène pur et sont utilisés dans l’industrie des semi-conducteurs. Certains générateurs d’hydrogène sont également basés sur l’utilisation de membranes de purification d’hydrogène. Le combustible est du méthanol décomposé en présence d’un catalyseur en un mélange gazeux hydrogéné. Ce mélange gazeux est introduit dans une cellule de purification fonctionnant comme dans l’exemple précédent. Ces générateurs sont utilisés pour gonfler des ballons sondes destinés aux mesures aérologiques (ballons météorologiques, ballons militaires pour le réglage des tirs d’artillerie).

Électronique Les composants contenant du palladium sont de plus en plus présents dans les cartes électroniques que ce soit pour les applications professionnelles ou pour le grand public. Bien que chacun de ces composants ne contienne qu’une fraction de gramme de métal, leur production qui concerne des milliards de pièces génère une demande significative de palladium. Le palladium est surtout utilisé dans les condensateurs céramiques multicouches qui sont les composants essentiels de l’électronique grand public : téléphonie mobile, électronique automobile, ordinateurs, etc… De plus petites quantités sont destinées à la connectique ou aux circuits intégrés hybrides. Un condensateur céramique multicouches comporte un empilement de quelques dizaines à quelques centaines de couches microniques d’argent-palladium constituant les électrodes prises en sandwich entre des couches céramiques (isolants électriques à base de titanates, titanate de baryum par exemple). À chaque borne du condensateur (« terminaisons ») on applique un revêtement d’argent ou d’alliage d’argent qui assure la connexion des couches d’argent-palladium, de palladium ou de palladium-argent entre elles et avec le circuit imprimé. 805

16.5 Le palladium


Les condensateurs sont fabriqués par sérigraphie d’une pâte conductrice sur des feuilles céramiques empilées et frittées à des températures voisines de 1 000 °C. L’empilement de feuilles est ensuite découpé en pavés (condensateurs) et l’on applique sur chacun d’eux les terminaisons servant de connexions électriques. Les procédés de fabrication conduisent à une miniaturisation poussée des condensateurs. Dans les circuits intégrés hybrides (substrats céramiques sur lesquels sont disposés des circuits intégrés, des condensateurs et des résistances), le palladium ou l’argentpalladium se retrouve sous forme de pistes métalliques reliant les bornes des différents composants. Ces pistes sont réalisées par sérigraphie de pâtes, suivie d’une cuisson. Dans les appareillages (ordinateurs par exemple) les cartes sont très souvent reliées les unes aux autres par des connecteurs revêtus d’une couche galvanique d’or ou de palladium-nickel d’une épaisseur voisine d’un micron. Le développement du palladium-nickel est surtout lié à son coût plus faible que celui de l’or.

Électrotechnique Les industries électromécaniques emploient des contacts à base de palladium ou d’alliage de palladium (tableau 16.19). Le palladium pur est utilisé pour équiper encore certains relais téléphoniques électromécaniques ainsi que certains appareils de contrôle utilisés en aviation, à condition que ces contacts ne soient soumis qu’à de faibles pressions. Il peut également intervenir sous forme de contacts glissants et de ressorts de contacts.

Tableau 16.19 – Principaux alliages de palladium utilisés en électrotechnique.

Matériaux de contact Pd pur Pd-Ag-Cu-Pt-Au Pd-Ag-Cu-Pt Pd-Cu 15

Densité 12 11,8 10,8 11,3

Dureté Résistivité Vickers (HV) électrique recuit/écroui (μΩ.cm) 40/110 200/400 175/390 110/200

10,8 31 25,8 39

Propriétés spécifiques Utilisations Très bonne résistance au transfert Relais Balais de micromoteurs. Curseurs de potentiomètres Centrales clignotantes

Postcombustion automobile Le palladium joue un rôle de premier plan dans le contrôle des émissions d’hydrocarbures des gaz d’échappement. Un petit catalyseur à base de palladium est ajouté au catalyseur principal (cf 16.4.4) pour agir dès le démarrage, moteur encore froid.

Dentisterie Le palladium est allié à l’or, à l’argent ou introduit sous forme de faibles additions dans des alliages d’or. Les alliages les plus utilisés au Japon sont des bases or-argent-palladium contenant environ 20 % de palladium.

Chimie Dans les brûleurs de production d’acide nitrique on utilise des toiles de récupération en alliages de palladium (PdCu, PdNi) pour le piégeage du platine et du rhodium provenant 806


16.6 Le rhodium

des toiles catalytiques (alliages PtRh) fonctionnant à des températures de l’ordre de 1 000 °C. Des quantités significatives de platine et de rhodium sont récupérées et conduisent à une réduction des coûts (maintien de rendements de production élevés, pertes limitées en métaux précieux). Le palladium intervient aussi comme catalyseur dans certaines réactions de catalyse homogène. On peut citer par exemple son utilisation pour la fabrication de fibres synthétiques, du paracétamol, d’antibiotiques, de molécules anticancéreuses,…

Autres applications – Alliages de bijouterie contenant du platine ou du ruthénium. – Revêtements de surface des aubes de turbine de moteurs d’avion. – Organométalliques à base de palladium liquide pour la décoration de la porcelaine et du verre (cristal, bouteilles) dans les arts de la table et la parfumerie. Il est utilisé en remplacement du platine.


C

16.6 Le rhodium 16.6.1 Approvisionnement – Consommation L’approvisionnement principal est d’origine minière avec comme premier producteur l’Afrique du Sud. Les besoins mondiaux sont très dépendants de la demande liée à la postcombustion automobile.

16.6.2 Propriétés Il est plus oxydable que le platine et le palladium, moins que l’iridium et le ruthénium. Il résiste à la corrosion en présence d’une large gamme de sels fondus mais en général moins bien que l’iridium. Le rhodium possède un haut pouvoir réflecteur et parmi les métaux de la mine du platine présente les conductibilités électrique et thermique les plus élevées.

16.6.3 Élaboration Le rhodium est élaboré par métallurgie des poudres ou par fonderie. Le frittage du rhodium s’opère à 1 400-1 500 °C sous atmosphère inerte ou sous vide. Les lingots obtenus par fonderie sont fondus par induction électromagnétique dans des creusets d’oxyde de zirconium ou de chaux sous atmosphère inerte puis coulés dans des lingotières en cuivre au chrome ou en graphite. On peut également utiliser des fours à bombardement électronique ou des fours à arc. Le rhodium est un métal qui ne se déforme qu’à chaud dans des conditions voisines de celles de l’iridium. La transformation fait intervenir un forgeage à 1 300 °C suivi d’opérations de laminage, martelage, tréfilage à des températures de 1 200 à 1 300 °C. Comme pour la plupart des métaux réfractaires présentant le phénomène de transition ductile-fragile l’apparition d’une texture fibreuse favorise une meilleure aptitude à la déformation. Le rhodium présente des propriétés mécaniques élevées (tableau 16.20 et 16.21). 807

16.6 Le rhodium


Tableau 16.20 – Évolution en fonction de la température des propriétés mécaniques d’un rhodium fondu au four à bombardement électronique*. Température (°C)

Charge à la rupture (MPa)


–196

1364

375

25

774

271

250

640

292

500

434

299

750

229

–

1 000

90

31

* martelé à 900 °C (80 % de réduction de section) et recuit 15 minutes à 800 °C.

Tableau 16.21 – Évolution du temps de rupture du rhodium en fonction de la température et de la contrainte appliquée.

Température (°C)

Contrainte (MPa)

Temps de rupture (heures)

1 000

77

13,5

1 000

95

2,0

1 000

120

0,2

1 250

59

6,7

1 250

70

0,5

1 250

79

0,85

16.6.4 Alliages de Rhodium Le rhodium est couramment allié au platine. Il le durcit et lui assure une grande résistance à l’oxydation, à la corrosion et à la mouillabilité par les verres à haute température. Les alliages de platine-rhodium sont très utilisés dans l’industrie verrière, la thermométrie, les toiles catalytiques pour la fabrication de l’acide nitrique (cf. 16.4.4). Les alliages iridium-rhodium ont été longtemps utilisés comme thermocouples aux très hautes températures. D’autres alliages rhodium-tungstène, rhodium-molybdène, rhodium-fer sont mentionnés pour différentes applications liées à certaines propriétés physiques (émission électronique, propriétés magnétiques). 808


16.7 L’iridium

16.6.5 Applications Le rhodium est peu utilisé à l’état non allié, excepté pour les applications catalytiques ou celles nécessitant des revêtements électrodéposés. La postcombustion automobile demeure la principale demande en rhodium. Dans cette utilisation, le rhodium a la propriété spécifique de réduire les oxydes d’azote des gaz d’échappement en azote (cf. 16.4.4). Les applications industrielles comme la production d’acide nitrique pour les engrais, l’industrie verrière et la thermométrie représentent des besoins beaucoup plus faibles. En chimie, le rhodium intervient dans plusieurs types de réactions catalytiques (catalyse hétérogène ou catalyse homogène) : synthèse de l’acide acétique, hydrogénation de composés aromatiques,… Autres utilisations :


– Revêtements pour les contacts électriques devant présenter une résistance de contact stable et une résistance à l’abrasion élevée. – Revêtements comme couche de finition antiternissement de l’argent, pièces en métal argenté, bijouterie de fantaisie, lunetterie,… – Revêtement pour un effet miroir à l’arrière des pierres précieuses. – Feuilles de rhodium dans certains appareillages médicaux d’examens mammographiques.

16.7 L’iridium 16.7.1 Approvisionnement – Consommation La source principale d’approvisionnement est d’origine minière et les besoins mondiaux sont de l’ordre de quelques tonnes.

16.7.2 Propriétés De tous les métaux, l’iridium est celui qui possède la plus grande densité et présente la meilleure résistance à la corrosion. Il est inattaquable dans les acides à froid ou à chaud y compris dans l’eau régale bouillante. Il résiste aux oxydes fondus jusqu’à des températures de l’ordre de 2 000 °C et à certains métaux fondus. Bien que plus oxydable que le platine et le rhodium, l’iridium est considéré comme l’un des métaux les plus résistants à l’oxydation. Aux températures élevées les oxydes formés sont volatils et la surface métallique est exempte de pellicules d’oxydes. L’iridium est le seul métal réfractaire qui peut être utilisé jusqu’à 2 300 °C sans subir de dégâts « catastrophiques ».

16.7.3 Élaboration L’iridium présente des propriétés mécaniques élevées à toutes températures (tableau 16.22). L’iridium est élaboré par métallurgie des poudres ou par fonderie. Dans le premier cas, on réalise un lingot soit par compression à froid d’une poudre suivie d’un frittage sous atmosphère inerte à 1 500 °C soit par frittage sous pression isostatique à 1 300 °C (technique HIP). L’iridium peut être fondu par induction électromagnétique dans des creusets en oxyde de zirconium ou de chaux sous atmosphère inerte, puis coulé dans des lingotières en cuivre 809

16.7 L’iridium


Tableau 16.22 – Évolution des propriétés mécaniques de tiges d’iridium, à l’état écroui, en fonction de la température.

Température (°C)


Résistance à la rupture (MPa)

25

234

627

500

234

524

750

142

448

1 000

214

786

1 250

117

256

1 500

80

156

• Éprouvette : longueur 15,9 mm, diamètre 2,5 mm. • Essais pour θ ≥ 1 000°C. Essais sous vide après recuit sous vide à 1 500°C pendant 1 h. • Essais pou θ < 1 000°C. Essais sous air après recuit sous vide à 1 500°C pendant 15 minutes.

au chrome ou en graphite. Il peut aussi être fondu au four à bombardement électronique ou au four à arc. L’iridium n’est transformable en plaques, feuilles, fils qu’à chaud. On opère généralement un forgeage à 1 500 °C suivi d’opérations de laminage, martelage, tréfilage à des températures comprises entre 1 100 et 1 500 °C. Le tréfilage est réalisé entre 600 et 1 200 °C selon l’état métallurgique de l’ébauche. L’aptitude à la déformation (tréfilage en particulier) est très dépendante de la température de recristallisation et de la texture du métal mais aussi de la présence d’impuretés tel que le tungstène. La transformation s’avère d’autant plus facile que la texture initiale du métal est fibreuse.

16.7.4 Alliages d’iridium L’iridium est surtout allié avec le platine. Des alliages de platine contenant de faibles additions d’iridium (0,3 % en poids) sont utilisés pour la fabrication de creusets de laboratoire. La plupart des alliages contenant plus de 30 % en poids d’iridium sont très difficilement transformables même aux températures élevées.

16.7.5 Domaines d’applications Les utilisations principales concernent : – les électrodes de titane revêtues d’iridium ou d’alliages iridium-ruthénium pour la production électrochimique du chlore et de la soude caustique, – les électrodes de bougies d’allumage en aviation et automobile (Pt-Ir 30 %, Ir), – les creusets en iridium pour la fabrication des monocristaux utilisés en optoélectronique, – les catalyseurs d’hydrogénation, de carbonylation, de synthèse d’hydrocarbures, de déshydrogénation et oxydation de composés organiques, de polymérisation et isomérisation, de réactions reforming. 810


16.8 Le ruthénium

Cristallogenèse Les creusets sont réalisés par métallurgie des poudres, formage de plaques d’iridium fondu par la technique « roulé-soudé » ou par électroformage en bains de sels fondus à des températures de l’ordre de 900 °C. Les monocristaux les plus courants sont des YAG (« Yttrium Aluminium Garnet ») pour lasers, monocristaux pour des détecteurs RX utilisés dans les aéroports, GGG (« Gadolinium Gallium Garnet ») pour le stockage de données, saphir, rubis en électronique. Ils peuvent avoir des diamètres atteignant une trentaine de centimètres ce qui nécessite l’utilisation de creusets d’iridium dépassant la dizaine de kilos (diamètre : 300 mm, hauteur : 300 mm, épaisseur de paroi : 3 mm). Les creusets d’iridium sont chauffés par induction jusqu’à des températures pouvant atteindre 2 300 °C sous atmosphère inerte et pendant des cycles de plusieurs semaines (mise en température et refroidissement).


Catalyse Comme les autres métaux de la mine du platine, l’iridium a des propriétés catalytiques mais sa sélectivité n’est utilisée que rarement. On peut mentionner les réactions catalytiques suivantes : – – – –

hydrogénation, déshydrogénation et oxydation des composés organiques, carbonylation, synthèse des hydrocarbures, polymérisation, isomérisation, reforming d’hydrocarbures.

Autres applications – Sources de radio-isotopes (Ir 192) en radiothérapie pour le traitement de certains cancers et dans l’industrie. – Pièces de précision (Pt-Ir) pour dispositifs médicaux : pacemakers, cathéters. – Fils (Pt-Ir) pour électrodes cardiaques et traitement des anévrismes. – Revêtements (Pt-Ir) de pièces réfractaires dans l’industrie verrière. – Cibles de pulvérisation cathodique pour les traitements de surface du verre optique et des vitrages. – Revêtement d’iridium sur rhénium pour des tuyères de moteurs de positionnement de satellites de télécommunication, de missiles. – Chambre de combustion et container à plutonium (générateurs de puissance thermoélectriques) dans l’industrie spatiale. – Élément d’alliages de bijouterie. – Revêtement et élément d’alliages de contacts électriques. – Encres conductrices dans les circuits hybrides (semi-conducteurs). – Thermocouples.

16.8 Le ruthénium 16.8.1 Approvisionnement – Consommation Le ruthénium est un sous-produit du platine dans la production minière et ses applications restent relativement marginales en volume par rapport à celles du platine ou du palladium. 811

16.8 Le ruthénium


16.8.2 Élaboration Le ruthénium est fragile à froid et très oxydable au dessus de 800 °C avec des pertes de matière importantes. Il est élaboré par métallurgie des poudres ou par fonderie sous vide ou sous atmosphère inerte. Il ne se transforme qu’à chaud, à des températures de l’ordre de 1 200 à 1 300 °C. Son aptitude à la déformation dépend de plusieurs paramètres liés à la structure métallurgique mais, en règle générale, le métal se martèle, se lamine et se tréfile très mal.

16.8.3 Alliages de ruthénium L’argent, le cuivre, l’or ne sont pas miscibles avec le ruthénium. Le ruthénium n’est pas miscible en toutes proportions avec les métaux de la mine du platine. Il est considéré comme le durcisseur le plus actif du platine et du palladium (tableau 16.23). Il durcit également le molybdène, le tungstène et le chrome (figure 16.7).

Tableau 16.23 – Influence de l’addition de ruthénium sur la dureté du platine et du palladium.

Métal

Dureté (HV)

Pt Pt Ru 5 % Pt Ru 10 %

Métal

40 130 190

Dureté (HV)

Pd Pd Ru 5 % Pd Ru 10 %

1200

40 90 170

Mo

Dureté Vickers (HV)

1000 800 W

600 400 Cr 200 0 0

10

20

30

40

Addition de ruthénium (% en atome)

Figure 16.7 – Influence d’additions de ruthénium sur la dureté du molybdène, tungstène, chrome à l’état brut de coulée. 812


16.9 L’osmium

Le ruthénium forme avec l’aluminium, le tantale et le scandium des composés intermétalliques qui ont été très étudiés dans le cadre de programmes pour l’aéronautique. Les revêtements électrodéposés présentent des propriétés assez particulières : dureté élevée, résistance à l’abrasion, faible résistance de contact électrique et résistance au collage.

16.8.4 Applications Le ruthénium intervient dans plusieurs procédés de catalyse homogène pour la fabrication de l’acide acétique et de produits de synthèse. Il sert de revêtements d’électrodes dans une large gamme d’applications électrochimiques : les plus connues sont les productions de chlore et de soude caustique. En électronique, il est utilisé sous forme de pâtes résistives dans les circuits hybrides (« chip resistors »). On peut citer comme autres applications connues :


• Alliage de bijouterie (Pd Ru 4,5). • Revêtement de ruthénium dans les contacts électriques de type « contacts Reed » pour les capteurs d’airbags automobiles. • Alliage Pd Ru 5 pour relais, thermostats dans des environnements corrosifs. • Alliages Pt Pd Ru pour les électrodes de bougies d’allumage (automobile). • Électrodes d’électrocatalyse. • Électrodes pour piles à combustible méthanol-air. • Électrodes de fusion de verre. • Alliage monétaire Pd Ru 2 %. • Élément d’addition dans les alliages dentaires métallocéramiques. • Affineur de grain des alliages d’or pour bijouterie et activateur de frittage du tungstène. • Revêtements (Ru Al, Ru Ta en aéronautique) résistant à l’abrasion et aux hautes températures. • Alliages magnétiques pour composants électroniques (têtes de lecture de magnétoscopes et de disques durs). • Élément d’addition de brasures pour l’assemblage céramique-céramique, verre-métal. • Élément d’addition d’alliages de palladium pour membranes de perméation d’hydrogène. • Élément d’addition dans les aciers austénitiques (amélioration de la résistance à la corrosion chimique). • Élément d’addition d’alliages de titane pour la fabrication des trépans dans l’industrie offshore et dans les mines. • Revêtement de ruthénium de couleur blanche et noire pour des effets de contraste en décoration (bijouterie de fantaisie, lunetterie, etc.)

16.9 L’osmium 16.9.1 Approvisionnement – Consommation Aucun chiffre de production ni de consommation n’est publié car les applications connues correspondent à des demandes très marginales (quelques dizaines de kilos par an). L’osmium est présent dans les minerais de platine où il est combiné à l’iridium mais il est principalement issu des sous-produits de la mine du nickel.

16.9.2 Propriétés L’osmium est, avec l’iridium, l’élément le plus dense de la classification. Des métaux de la mine du platine, c’est celui qui présente le plus haut point de fusion, la pression de 813


16.10 Normalisation

vapeur la plus basse, la plus grande dureté et une telle fragilité, même aux hautes températures, que toute transformation nécessite des prouesses métallurgiques. À l’air dès 200 °C il réagit rapidement pour former l’oxyde volatil Os O4. À l’état de poudre, il s’oxyde dès la température ambiante dégageant l’odeur caractéristique de l’oxyde Os O4 composé très toxique considéré comme un poison violent.

16.9.3 Applications L’osmium a été utilisé dans les premières lampes à incandescence avant l’introduction du tungstène et les alliages iridium-osmium pour les pointes de stylos et les aiguilles de phonographes. Sous forme d’oxyde Os O4 il sert à la coloration des coupes de tissus biologiques lors d’examens microscopiques ou à la détection des empreintes digitales. Utilisé comme revêtement dans les tubes électroniques sous vide, il supprime l’émission électronique secondaire des grilles de molybdène et de tungstène.

16.10 Normalisation 16.10.1 Normes françaises AFNOR

A81 – Produits d’apport et flux NF A 81-053 : Soudage – Brasage – Soudobrasage – Produits d’apport – Application des conditions de réception. NF EN 1044 : Brasage fort – Métaux d’apport. (Remplace NF A 81-361). NF A 81-362 : Métaux d’apport de brasage tendre, de brasage fort et de soudobrasage – Classification – Codification – Réception.

A91 – Revêtements métalliques et traitements de surface NF ISO 4521 : Revêtements métalliques – Dépôts électrolytiques d’argent pour applications industrielles (indice de classement : A 91-091). NF ISO 4522-1 : Revêtements métalliques – Méthodes d’essai des dépôts électrolytiques d’argent et d’alliages d’argent – Partie 1 : Détermination de l’épaisseur du dépôt (indice de classement : A 91-092-1). NF ISO 4522-2 : Revêtements métalliques – Méthodes d’essai des dépôts électrolytiques d’argent et d’alliages d’argent – Partie 2 : Essais d’adhérence (indice de classement : A 91-092-2). NF ISO 4522-3 : Revêtements métalliques – Méthodes d’essai des dépôts électrolytiques d’argent et d’alliages d’argent – Partie 3 : Recherche des sels résiduels (indice de classement : A 91-092-3). NF ISO 4523 : Revêtements métalliques – Dépôts électrolytiques d’or et d’alliages d’or pour applications industrielles (indice de classement : A 91-094). NF ISO 4524-1 : Revêtements métalliques – Méthodes d’essai des dépôts électrolytiques d’or et d’alliages d’or – Partie 1 : Détermination de l’épaisseur du dépôt (indice de classement : A 91-095-1). NF ISO 4524-2 : Revêtements métalliques – Méthodes d’essai des dépôts électrolytiques d’or et d’alliages d’or – Partie 2 : Essais climatiques (indice de classement : A 91-095-2). NF ISO 4524-3 : Revêtements métalliques – Méthodes d’essai des dépôts électrolytiques d’or et d’alliages d’or – Partie 3 : Détermination électrographique de la porosité (indice de classement : A 91-095-3). 814


16.10 Normalisation

NF ISO 4524-4 : Revêtements métalliques – Méthodes d’essai des dépôts électrolytiques d’or et d’alliages d’or – Partie 4 : Détermination de la teneur en or (indice de classement : A 91-095-4). NF ISO 4524-5 : Revêtements métalliques – Méthodes d’essai des dépôts électrolytiques d’or et d’alliages d’or – Partie 5 : Essais d’adhérence (indice de classement : A 91-095-5). NF ISO 4524-6 : Revêtements métalliques – Méthodes d’essai des dépôts électrolytiques d’or et d’alliages d’or – Partie 6 : Recherche des sels résiduels (indice de classement : A 91-095-6).

C42 – Appareils et transformateurs de mesure NF EN 60584-1 : Couples thermoélectriques – Partie 1 : Tables de référence. (Remplace C 42-321). NF EN 60584-2 : Couples thermoélectriques – Partie 2 : Tolérances. (Remplace NF C 42-322). NF EN 60751 : Capteurs industriels à résistance thermoélectrique de platine. (Remplace C 42-330). NF C 42-331 : Capteurs de température à résistance de platine pour enroulements statoriques – Réalisation, montage et utilisation des capteurs de température montés entre bobinages des enroulements statoriques.


C

D29 – Couteaux et couverts NF D 29-004 : Couverts et orfèvrerie en métal argenté – Caractéristiques du dépôt électrolytique. D 29-005 : Mesurage des surfaces d’objets à recouvrir de métaux précieux.

S80 – Généralités NF EN 28654 : Couleurs des alliages d’or. Définition, gamme de couleurs et de désignation. (Remplace NF S 80-770). NF ISO 3160 : Caractéristiques générales relatives aux revêtements d’alliages d’or des boîtes de montres et des pièces d’horlogerie. NF S 80-772 : Horlogerie – Boîtes de montres revêtues d’alliages d’or – Méthodes d’essai des revêtements.

S91 – Art dentaire NF EN ISO 1562 : Alliages d’or dentaires à couler. (Indice de classement : S 91-204). NF EN ISO 8891 : Alliages dentaires à couler avec une teneur en métaux précieux comprise entre 25 % et 75 % (Indice de classement : S 91-218).

16.10.2 Normes internationales Les principales normes internationales sont les suivantes : Norme ISO 9202 : Joaillerie – Titre des alliages de métaux précieux. Norme ISO 11426 : Dosage de l’or dans les alliages d’or pour la bijouterie-joaillerie – Méthode de coupellation (essai au feu). (NF EN ISO 11426). Norme ISO 11427 : Dosage de l’argent dans les alliages d’argent pour la bijouteriejoaillerie – Méthode volumétrique (potentiométrique) utilisant le bromure de potassium.

815



16.11 Renseignements pratiques 16.11.1 Bibliographie ALLISON BUTTS – Silver, Economics, Metallurgy and Use. D. Van Nostrand Company Inc., Princeton (New Jersey), (1967). THE SILVER INSTITUTE – World Silver Survey. GFMS. GOLD FIELDS MINERAL SERVICES LTD – Gold Survey. GFMS. W.S. RAPSON AND CO – Gold Usage. Academic Press London, NY, San Francisco (1978). WORLD GOLD COUNCIL – Gold Bulletin. WISE E.M. – Gold : recovery, properties and applications. D. Van Nostrand Company Inc., Princeton (New Jersey) (1964). F. A. LEWIS – The Palladium hydrogen System. Academic Press. London, NY (1967). PLATINUM METALS REVIEW – Johnson Matthey (depuis 1957). PLATINUM – Johnson Matthey. PLATINUM – Production, properties and applications. The Platinum Association, Frankfurt, 1989. LACROIX R. – Les métaux de la mine du platine. Rapport interne CLAL, juin 1969. LACROIX R. – Métaux précieux et anticorrosion. Centre de perfectionnement technique (CPT) Comité pour l’enseignement de la lutte contre la corrosion (CELCC), 1974. SAVITSKII E.M. – Handbook of precious metals. Hemisphere Publishing Corporation, New York, 1988. T.B. MASSALSKI – Binary Alloy Phase Diagrams. 2nd Edition. ASM International (1990). THE INTERNATIONAL NICKEL COMPANY, INC – Ruthenium (1963), Iridium (1964), Rhodium (1965), Palladium (1966). THE NATIONAL RESEARCH COUNCIL NATONAL MATERIALS ADVISORY BOARD COMMISSION ON SOCIOTECHNICAL SYSTEMS – Supply and Use Patterns for the Platinum-Group Metals. (1980). J.L. HOWE AND STAFF OF BAKER & CO. INC – Bibliography of the platinum metals (19311940). Baker & Co Inc, Newark, NJ (1949). R.F. VINES – The platinum metals and their alloys. E. Wise The International Nickel Company, Inc New York, NY (1941). DR H. GUIRING – Die Metallische Rohstoffe 16, Band Platinmetalle. Ferdinand Enke Verlag Stuttgart (1962). E. STAVITSKY AND CO- – Physical Metallurgy of Platinum Metals, Mir Publishers – Moscow (1978) (traduit par IV. SAVIN). IVAN C. SMITH AND CO- – Trace metals in the environment – Vol. 4 – Palladium & Osmium (1978). Vol 2 Silver (1977). Ann Arbor Science Publishers IN, Mich. E.M. WISE – Palladium, Recovery, Properties and uses. Academic Press NY and London (1968).

16.11.2 Adresse utile Chambre syndicale des fondeurs, affineurs et négociants en métaux précieux 12, rue Portefoin – 75003 Paris Tél. : 01 44 61 30 36 – Fax : 01 44 61 30 31

816

D Métaux et alliages nouveaux MÉTAUX ET ALLIAGES NOUVEAUX

D

817

818

17 • Alliages à mémoire de forme


17 • ALLIAGES À MÉMOIRE DE FORME

André Eberhardt Etienne Patoor La dénomination Alliages à mémoire de forme (AMF) regroupe un ensemble d’alliages métalliques présentant la particularité de reprendre leur forme initiale après avoir été déformés au-delà du domaine élastique usuel. La recouvrance de forme peut s’obtenir en élevant la température : c’est l’effet mémoire simple sens (EMSS) ; elle peut également se réaliser à la température de déformation pendant la décharge mécanique : on parle alors de superélasticité (SE). Le matériau peut être « éduqué » pour posséder une forme à froid et une forme différente à chaud : c’est l’effet mémoire double sens (EMDS). Enfin, l’éducation peut être remplacée par une force de rappel extérieure qui ramène le matériau déformé à chaud dans sa forme à froid : on dit alors que l’effet mémoire double sens est assisté (EMDSA). Cette déformation recouvrable a pour origine une transformation martensitique réversible qui se produit à une température où la diffusion a peu d’effets. L’effet mémoire de forme a été découvert en 1932 par Chang et Read sur un alliage orcadmium. Il fut ensuite observé en 1938 sur un alliage cuivre-zinc. C’est seulement en 1963 que l’effet mémoire a été mis en évidence sur un alliage nickel-titane équiatomique au Naval Ordonnance Laboratory, et très rapidement de nombreuses applications ont été développées. Les alliages à mémoire de forme sont des matériaux fonctionnels. Ils sont plus importants pour ce qu’ils font (action) que pour ce qu’ils sont (propriétés)1.

MÉTAUX ET ALLIAGES NOUVEAUX

D

17.1 Définitions et notions de base 17.1.1 La transformation martensitique (cf. chapitre 1)

Définition

La transformation martensitique est une transformation de phase à l’état solide : • qui se produit sans l’aide de la diffusion, • qui implique une déformation homogène de réseau se traduisant par un changement de forme macroscopique, • dont la déformation de réseau est essentiellement déviatorique, • pour laquelle la cinétique et la morphologie de la phase formée sont déterminées par l’énergie de déformation.

1. VAN HUMBEECK J., Mat. Res. Soc. Symp. Proc., Vol. 246, 1992, pp. 377-378.

819



L’interface qui sépare la martensite de la phase mère est appelée plan d’habitat. Ce plan est invariant, il ne présente ni déformation ni rotation. Le déplacement des atomes se fait dans une direction donnée proportionnellement à la distance au plan d’habitat. Le plan et le déplacement sont entièrement déterminés à partir des données cristallographiques de la transformation. Dans les alliages à mémoire de forme, la transformation martensitique est généralement thermoélastique. La transformation se produit par croissance continue de plaquettes de martensite, cette croissance étant étroitement contrôlée par les paramètres du chargement thermomécanique appliqué au matériau (température, contrainte). Les transformations thermoélastiques se rencontrent principalement dans le système nickel-titane, les alliages Cu-Zn-Al, Cu-AI(Ni, Be) et quelques alliages à base de fer.

Températures de transformation

La transformation martensitique se produit lorsque l’énergie libre de la martensite est inférieure à celle de l’austénite, à partir d’une température Ms (Martensite start) inférieure à la température d’équilibre T0 des deux phases. La transformation se poursuit au refroidissement jusqu’à la température Mf (Martensite finish) où le matériau est totalement martensitique. Au chauffage, la transformation inverse débute à la température As (Austenite start), jusqu’à la température Af (Austenite finish) où le matériau est totalement austénitique. La température d’équilibre T0 est voisine de (Ms + Af)/2. L’étalement du cycle (Af – As) est dû à l’énergie élastique stockée, alors que l’hystérésis (As – Mf) est associée à l’énergie dissipée pendant la transformation.

Mesure des températures de transformation

Lors de la transformation martensitique, de nombreuses propriétés physiques sont modifiées. Ces modifications permettent de mesurer les points de transformation. On utilise principalement la résistivité électrique et la calorimétrie différentielle (DSC), mais également le pouvoir thermoélectrique (PTE), les RX, l’émission acoustique (EA), le frottement intérieur et la mesure du module de Young. La transformation austénite → martensite s’accompagne d’un dégagement de chaleur correspondant à l’enthalpie de la transformation. Pour une température donnée, la quantité de chaleur dégagée est proportionnelle à la fraction volumique transformée. Cette grandeur est également accessible par calorimétrie différentielle.

17.1.2 Principaux alliages

Nickel-titane

C’est en 1963 que W. J. Buhler a mis en évidence l’effet mémoire de forme dans un alliage équiatomique de nickel-titane. C’est le système qui a été le plus étudié et qui actuellement connaît le développement le plus fort. Bien que son coût reste élevé, il doit sa popularité à ses bonnes performances, tant en effet mémoire simple sens qu’en superélasticité (tableau 17.1). Sa structure à grains très fins et sa faible anisotropie élastique permettent de produire des fils fins (30 µm), des feuilles (50 µm) et des tubes (diamètre extérieur 0,2 mm). Il présente également une très bonne tenue à la corrosion, ce qui explique en particulier son utilisation dans le domaine biomédical. Les alliages utilisés sont souvent proches de la composition équiatomique ; cependant, l’ajout d’un troisième élément permet d’améliorer certaines propriétés (tableau 17.2). • Le cuivre en substitution du nickel (5 à15 % en poids) réduit l’hystérésis. • Le niobium (environ 9 % en poids), sous forme de précipités, stabilise la martensite en décalant le point de retransformation As vers les hautes températures. • Le fer (1 à 3 % en poids) favorise la transformation R, à très faible hystérésis. 820



• Le platine ou le palladium, en substitution du nickel jusqu’à 20 % en poids, décale les points de transformation vers les hautes températures (400 °C). Cependant, la présence de platine ou de palladium rend ces alliages trop chers pour des applications courantes.

Cuivreux C’est dans le domaine β des systèmes cuivre-zinc et cuivre-aluminium que se rencontrent les principaux alliages à base cuivre. La présence d’un troisième élément permet d’ajuster la température de transformation de – 200 °C à +170 °C. Les températures de transformation dépendent fortement de la composition1 et une précision de 10–3 à 10–4 est parfois nécessaire pour obtenir une reproductibilité meilleure que 5 K. Les alliages à base cuivre présentent en général moins d’hystérésis que les nickel-titane (tableau 17.1). • L’alliage Cu-Zn-Al est facile à mettre en œuvre. Cependant, il présente une forte tendance à se décomposer dans ses phases d’équilibre lors de surchauffes, entraînant ainsi une stabilisation de la martensite (augmentation de As). La présence d’affinants tels que cobalt, zirconium, bore ou titane est nécessaire pour obtenir des grains de 50 à 100 µm. Cet alliage est de moins en moins utilisé à cause de sa faible tenue au vieillissement et à la fatigue. • Le Cu-Al-Ni est moins sensible aux phénomènes de stabilisation et de vieillissement. Plus difficile à mettre en œuvre, on lui ajoute souvent du manganèse pour améliorer la ductilité, et du titane pour affiner le grain. Cet alliage présente d’excellentes propriétés dans un large domaine de températures (de 50 °C à 180 °C). Il constitue actuellement l’alliage le plus utilisé dans les applications hautes température. • Apparu plus tardivement (1982), l’alliage Cu-Al-Be a en grande partie supplanté les alliages Cu-Zn-Al. Sa composition proche de l’eutectoïde lui confère une grande stabilité thermique. Le béryllium, en faible proportion (0,6 % en poids environ), permet d’ajuster les températures de transformation dans une très large gamme de température de – 200 °C à +150 °C.


D

Ferreux Ce sont principalement les alliages Fe-Mn-Si. La transformation martensitique, considérée comme non thermoélastique (martensite ε produite par une transformation du type CFC → HCP) conduit à un effet mémoire simple incomplet. La superélasticité est faible ou inexistante. Les performances développées par ces alliages sont très sensibles aux traitements thermomécaniques. Pour éviter la corrosion, on ajoute parfois du chrome et du nickel au détriment de l’effet mémoire. On peut envisager de les utiliser dans des dispositifs de couplage « un seul coup ».

Autres Nickel-aluminium Pour des compositions atomiques en aluminium variant de 35,5 à 37,5, cet alliage couvre une large gamme de températures comprises entre – 200 °C et +200 °C. C’est un matériau fragile dont la ductilité peut-être améliorée par un troisième élément : fer, bore, chrome ou manganèse.

1. Pour le Cu-Al-Be : Ms(°C) = 1 245 – 71 % (en poids) Al – 983 % (en poids) Be. (BELKALHA Thèse. Lyon, 1990).

821

822 MPa

Résistance à la traction

350 20-100 – 100 à 100

MPa μm °C

Taille de grain

Domaine de transformation

30-50

800-1 000

95

28 000

Limite de fatigue en austénite

%

GPa

Module de Young

Allongement à rupture (en martensite)

J/kg

Enthalpie de transformation

J/(kg.K)

Chaleur spécifique

490

6,6-10

10-6K-1

0,5-1,1

Ω.m × 10-6

Coefficient de dilatation (aust-mart)

6 400-6 500

kg/m3

10-18

1 260-1 310

°C

W/(m.K)

Ni-Ti

Unités

Conductivité thermique à l’ambiante

Résistivité électrique (aust-mart)

Densité

Point de fusion

Propriétés

– 100 à 100

50-300

270

15

800-900

70-100

7 000

390

17

120

0,7-0,12

7 800-8 000

950-1 020

Cu-Zn-Al

– 100 à 170

30-300

350

8-10

1 000

80-100

9 000

440

17

75

0,1-0,14

7 100-7 200

1 000-1 050

Cu-Al-Ni

Tableau 17.1 – Propriétés des principaux alliages à mémoire de forme.

– 200 à 150

100-500

15

900-1 000

90

7 200

0,07-0,09

7 300

970-990

Cu-Al-Be

17 • Alliages à mémoire de forme 17.1 Définitions et notions de base

8 5 5 2 0,5 400

% % % % % °C % %

Déformation maximale : – mémoire simple effet – mémoire double effet N = 102 N = 105 N = 107

Température max. d’utilisation (1 heure)

Déformation superélastique maximale – polycristal – monocristal

Biocompatibilité

Résistance à la corrosion

Bonne

Excellente

15

Mauvaise

Moyenne

30

2 10

160

3-5 2 1 0,8 0,5

10-20

10-20

Cu-Zn-Al


SDC-%

30

°C

Étalement (Af – As )

Amortissement

20-40

°C

Hystérésis (As – M f )

4 10

Ni-Ti

Unités

Propriétés

Tableau 17.1 – Suite.

20-25 15-20

3-5 2

400

3 10

20-25 20-30

3-6 3 1,2 0,8 0,5 300

2 10

Moyenne Mauvaise

Bonne Mauvaise

10

Cu-Al-Be

Cu-Al-Ni

17 • Alliages à mémoire de forme 17.1 Définitions et notions de base

D

823

17.2 Normalisation


Tableau 17.2 – Propriétés des alliages ternaires de Ni-Ti. (Culshaw B. – Smart Structures and Materials. Ed. Artech House Boston-London, 1996).

Ni-Ti Ni-Ti-Fe Ni-Ti-Cu Ni-Ti-Nb

Hystérésis (°C)

Déformation (%)

20-40 2-3 10-15 60-100

6-8 1 4-5 6-8

Nombre de cycles 102 106 104 —

Applications Toutes Activateur Activateur Couplage

Titane β

Depuis 1982, on sait que les alliages de titane β présentent un effet mémoire simple sens de 3 %. Cependant, le manque de stabilité et les difficultés de mise en œuvre ont limité son développement. Ces alliages admettent des températures de transformation élevées ; ainsi, un alliage titane-vanadium peut travailler jusqu’à 500 °C.

Céramiques Certaines céramiques montrent un effet mémoire significatif bien que limité (0,5 %) associé à une transformation martensitique. L’avantage des céramiques est d’autoriser des températures de transformation élevées tout en conservant une bonne stabilité à hautes températures.

17.2 Normalisation La norme NF A 51-080 (avril 1991) rassemble les définitions des principaux termes utilisés dans le domaine des alliages à mémoire de forme. Elle aborde également les différentes méthodes de mesure des principales caractéristiques du matériau. La norme japonaise JIS (Japanese Industrial Standard) H 7101 (1989) se limite à la détermination par DSC des températures de transformation, et donne quelques indications sur les traitements thermiques préalables à réaliser sur les échantillons.

17.3 Propriétés d’usage et de mise en œuvre 17.3.1 Propriétés thermomécaniques

Superélasticité

Observée pour la première fois sur un alliage cuivre-zinc en 1952, la superélasticité est obtenue en appliquant une contrainte croissante à une température donnée supérieure à la température de transformation martensitique Ms. Elle se caractérise par une contrainte seuil σs fortement dépendante de la température et produit une déformation εAM recouvrable à la décharge, largement supérieure à la déformation élastique usuelle des métaux. Un essai de traction uniaxiale (figure 17.1-a) met en évidence trois domaines distincts : • aux contraintes inférieures à σs, l’austénite se déforme élastiquement ; • à partir de la contrainte seuil σs, la transformation de phase austénite → martensite s’effectue sous une contrainte approximativement constante jusqu’à une déformation εAM 824



et de mise en œuvre

qui est la déformation maximale réversible que l’on peut obtenir par transformation de phase ; • au-delà d’une contrainte σf, la martensite se déforme élastiquement. Un phénomène d’hystérésis se produit lors de la décharge. Dans les monocristaux, la superélasticité est associée à la formation sous contrainte d’une variante unique de martensite, celle pour laquelle la contrainte résolue est maximale. Une élévation de la température de l’essai augmente la contrainte seuil (figure 17.1-b), tout en affectant peu les autres caractéristiques (figure 17.1-a).

Contrainte (MPa)

σs

300

D

T = 19 °C

σs

σs

200


250

150 σf

T = –37 °C

σs

100

σs

50

ε AM

–37 °C –19 °C

0 0

2

4

6 a)

8 10 Déformation (%)

M s = –60 °C Température (°C) b)

Figure 17.1 – a) Comportement superélastique d’un alliage à mémoire de forme monocristallin Cu-16 at. % Zn-15 at. % Al ; Ms = –60 °C ; b) Influence de la température sur le seuil de transformation σs (at. % = pourcentage atomique).

Comportement superthermique Si, à partir d’un état initial austénitique, on refroidit sous contrainte imposée constante (figure 17.2), alors la transformation austénite → martensite se caractérise par une température de début de transformation (Msσ) et de fin de transformation (Mfσ), fonctions de la contrainte appliquée. Dans les monocristaux, la déformation maximale de transformation εAM et la microstructure sont identiques à celles mesurées en superélasticité. Une variation de la contrainte modifie uniquement les seuils de début et de fin de transformation, l’hystérésis et l’étalement de la transformation restent sensiblement constants.

Influence de la microstructure Dans les polycristaux, la structure granulaire du matériau modifie profondément la réponse observée. La contrainte seuil (ou la température de transformation) unique, parfaitement définie dans le cas des monocristaux, laisse place à une zone d’initiation de la transformation, au cours de laquelle celle-ci se met progressivement en place dans les différents cristallites. La figure 17.3-a montre que l’étalement et l’hystérésis de la transformation ont 825




tendance à augmenter, alors que la déformation de transformation diminue. L’observation métallographique met en évidence la formation sous contrainte de plusieurs variantes de martensite à l’intérieur de chaque grain et non plus d’une variante unique. La déformation obtenue est très sensible au niveau de contrainte imposée lors d’un refroidissement sous contrainte (figure 17.3-b).

Déformation (%)

10 σ

As 8

σ

Mf

6 ε AM 4

2

σ

σ

Ms 0 –20

–15

–10

Af

–5

0

5 Température (°C)

Figure 17.2 – Comportement superthermique de l’alliage monocristallin de la figure 17.1. Chargement anisotherme à contrainte constante : σ = 162 MPa.

Contrainte (MPa)

200

150

100

(a)

50

0 0

0,5

1,0

1,5

2,0

2,5 Déformation (%)

Figure 17.3 a – Comportement des AMF polycristallins. Comportement superélastique à température ambiante d’un alliage Cu-Zn-Al-Ni (Ms = –18 °C). 826




Déformation de transformation maximale (%) 10 Monocristal 8

Polyocristal 6 (b) 4

2

D

0 0

50

100

150

200

250


Contrainte (MPa)

Figure 17.3 b – Comportement superthermique. Évolution de la déformation maximale de transformation en fonction de la contrainte appliquée au refroidissement pour un monocristal et un polycristal de Cu-Al-Be de même composition.

Effet mémoire simple sens (EMSS) Dans l’effet mémoire simple sens, la morphologie de la phase martensitique est très différente de celle observée en superélasticité. Le refroidissement d’un monocristal d’austénite en l’absence de contrainte appliquée produit un arrangement complexe des différentes variantes de martensite sous la forme de groupes auto-accommodants qui conduisent à une déformation de transformation nulle. Les interfaces présentes dans cette structure sont très mobiles et se déplacent pour des contraintes largement inférieures à la limite d’écoulement plastique de la martensite. Ce déplacement constitue le mécanisme principal de déformation en phase martensitique : par réorientation des variantes. La nature de ce mécanisme explique que l’effet mémoire s’observe lors d’un chargement séquentiel à partir de l’état austénitique (figure 17.4-a) comportant : • un refroidissement A-B sans contrainte qui produit un état totalement martensitique sans déformation macroscopique, car seuls des groupes de variantes auto-accommodantes se sont développés ; • l’application d’une contrainte croissante B-C en phase basse température (T < Mf) produisant une déformation inélastique par réorientation. Les variantes de martensite réorientées par la contrainte appliquée sont généralement stables, trajet C-D de la figure 17.4-b ; • un retour en austénite par un chauffage D-E sous contrainte nulle (jusqu’à T > Af) qui ramène le solide dans sa forme initiale lors de la transformation inverse martensite → austénite. Ce phénomène est appelé mémoire de forme simple sens, car la recouvrance de forme se réalise uniquement au chauffage (figure 17.5-a).

Effet mémoire double sens (EMDS) Dans l’effet mémoire double sens, la recouvrance de forme s’effectue dans les deux sens : au chauffage et au refroidissement (figure 17.5-b). Le solide possède alors deux 827




σ

σ Martensite C

C Austénite + Martensite

T < Mf Austénite D

B Tf

E Mf

Af

(a)

A Ti

D

B T

(b)

ε

Figure 17.4 – a) Chargement séquentiel permettant d’obtenir l’effet mémoire de forme simple sens. b) Comportement de la phase basse température lors d’un cycle charge – décharge.

formes stables : une forme dite haute température (austénitique) et une forme basse température (martensitique). Le passage de la forme haute température à la forme basse température (et inversement) s’effectue sans l’assistance de contrainte appliquée. Contrairement aux propriétés de SE et EMSS qui sont intrinsèques aux alliages à mémoire de forme, l’EMDS est une caractéristique acquise du matériau. La transformation martensitique n’est pas idéalement réversible ; la recouvrance de la déformation n’est pas totale et une légère déformation subsiste. Si l’on effectue plusieurs cycles, on constate que la déformation résiduelle cumulée augmente puis se sature. Un refroidissement du matériau, en l’absence de contrainte appliquée, s’accompagne alors d’une déformation de transformation macroscopique, contrairement à ce qui est observé sur le matériau avant cyclage. On dit que le matériau a été éduqué. Ce phénomène a été observé dès 1974. Il existe de nombreuses méthodes d’éducation : • par déformation plastique non homogène (torsion, flexion) à l’état austénitique ou martensitique ; • par vieillissement sous contrainte, dans l’état austénitique, afin de stabiliser la phase mère, ou en phase martensitique pour produire une précipitation (alliages Ni-Ti) ; • par cyclage thermomécanique, superélastique, superthermoélastique, effet mémoire simple sens ou trajet complexe combinant ces différents phénomènes. Le mécanisme fondamental mis en œuvre dans toutes ces méthodes consiste à introduire une microstructure de défauts orientés (réseau de dislocations, précipités…). Le traitement d’éducation produit une dissymétrie microstructurale qui favorise certaines variantes en l’absence de contrainte appliquée. La nature exacte de cette dissymétrie et la façon précise dont elle participe à l’effet mémoire double sens restent controversées. Si pour des raisons diverses (vieillissement, surcharge mécanique, restauration…), ces contraintes internes sont affaiblies ou modifiées, l’effet mémoire double sens est perturbé, voire annulé. Dans ce dernier cas, on dit que le matériau est devenu amnésique. Le cyclage d’éducation provoque des effets secondaires tels que : • l’évolution des températures de transformation, • la modification de l’amplitude de l’hystérésis, 828




T1

T2 > T1

T1

M

M

(a) EMSS

T1

T2 > T1

T1

M m M

(b) EMDS

T1

T2 > T1 M m


D T1

m m

M m

(c) EMDSA

Fraction volumique de martensite

As

Martensite

Austénite (d)

Af

T1

Mf

Ms

T2

Température

Figure 17.5 – Différents effets mémoire. a) EMSE : la recouvrance de forme est obtenue uniquement au chauffage ; b) EMDS : au cours du retour à la température T1, le matériau reprend sa forme à froid ; c) EMDSA : la surcharge m entraîne une déformation au cours du refroidissement ; d) évolution de la fraction volumique de martensite en fonction de la température.

829



• l’accroissement de l’étalement de la transformation, • la diminution de la déformation macroscopique de transformation. Ces effets s’apparentent à ceux observés lors des essais de fatigue réalisés sur ce type d’alliage (voir paragraphe 17.3.2). Il est donc nécessaire de définir les conditions optimales d’éducation ; un nombre de cycles insuffisant produit un effet double sens instable ; à l’inverse, un surentraînement génère des effets indésirables qui réduisent l’efficacité de l’éducation.

Effet mémoire double sens assisté (EMDSA) L’éducation peut être remplacée par l’utilisation d’une force de rappel (masse supplémentaire ou contre-ressort) dont le rôle est de ramener le matériau dans sa forme basse température (figure 17.5-c) lors du refroidissement. On dit dans ce cas que l’effet mémoire double sens est assisté par une contrainte extérieure. On évite ainsi le processus d’éducation, mais en revanche, cette force de rappel consomme une partie de l’énergie disponible. On supprime également les phénomènes d’amnésie ; en effet, la microstructure de défauts orientés qui est à l’origine de l’EMDS est remplacée par un mécanisme extérieur qui reste stable pendant la durée de vie du dispositif. Ce type de montage présente l’avantage d’auto-éduquer l’AMF au cours de son fonctionnement.

Effet caoutchoutique Cet effet, observé pour la première fois en 1932 sur un alliage or-cadmium, constitue la première manifestation étudiée de l’effet mémoire de forme. Ce comportement, caractéristique de la phase martensitique (T < Mf), est similaire à la superélasticité, mais en l’absence de tout changement de phase. Le mécanisme de base est un mouvement d’interfaces entre domaines martensitiques d’orientations différentes ; ces interfaces étant très mobiles, une contrainte même faible permet de les déplacer. Ce déplacement n’est en général que partiellement réversible. La déformation obtenue à la décharge se compose de la déformation élastique et de la déformation associée au retour partiel des interfaces. Pour une contrainte donnée, la déformation réversible ainsi obtenue est nettement supérieure aux déformations élastiques usuelles. Le module de rigidité est donc largement inférieur au module d’élasticité. Cet effet est désigné par effet caoutchoutique, ou, dans certains cas (par analogie avec la superélasticité) par pseudoélasticité par réorientation. La température ne joue qu’un rôle secondaire dans ce comportement puisqu’il n’y a pas de changement de phase.

Amortissement Ce dernier aspect du comportement n’est pas caractéristique des alliages à mémoire de forme ; il est lié aux aspects dissipatifs propres à tout phénomène physique et consiste en une dégradation de l’énergie mécanique en chaleur. Les alliages à mémoire de forme se distinguent cependant par une capacité d’amortissement largement supérieure à celle des matériaux usuels. Celle-ci est liée à la présence des nombreuses interfaces engendrées par la transformation martensitique : interfaces austénite/martensite, interfaces martensite/martensite entre les variantes et joints de macles à l’intérieur de ces dernières. L’hystérésis observée en superélasticité est une des manifestations de cette dissipation d’énergie. On distingue généralement trois domaines d’amortissement dans les AMF : • Pour des températures largement supérieures à Ms et des sollicitations mécaniques faibles, le matériau reste à l’état austénitique pendant toute la durée du cycle. La capacité d’amortissement est alors comparable à celle des métaux dans leur domaine d’anélasticité. 830



• Pour les températures inférieures à Mf, la capacité d’amortissement est nettement plus importante, liée à la grande quantité d’interfaces présentes en phase basse température. • L’amortissement maximal est obtenu pour les températures proches de la température de transformation ; il est alors associé à la formation et au déplacement des interfaces austénite/martensite. Le contrôle des vibrations étant un problème important dans de nombreux secteurs industriels (construction aéronautique, espace, équipements sportifs de haut niveau…), cette propriété constitue une source de développement potentiel pour les alliages à mémoire de forme.

17.3.2 Évolution des propriétés, fatigue et vieillissement La transformation martensitique, qui joue un rôle essentiel dans les alliages à mémoire de forme, induit des mécanismes de dégradation propres à cette classe de matériaux. En fonction des conditions de cyclage (contrainte, déformation, vitesse de déformation, excursion en température) des évolutions importantes de propriétés sont observées : on parle alors de fatigue thermomécanique. Les modifications microstructurales (précipitations, changement du degré d’ordre…) qui se produisent en cours de cyclage ou lors d’un maintien à une température donnée affectent également la réponse thermomécanique et réduisent la durée de vie du matériau. Ce second phénomène dit de vieillissement constitue une limitation importante pour l’emploi des alliages à mémoire de forme.


D

Fatigue thermomécanique La présence d’une transformation de phase induit des mécanismes nouveaux qui se superposent aux mécanismes classiques de fatigue dans les alliages métalliques. La durée de vie fonctionnelle des alliages à mémoire de forme est rarement limitée par la rupture (comme pour les matériaux de structure). Il est nécessaire de définir des critères de fatigue plus complexes liés à la nature des fonctions utilisées : reprise de forme, production de travail ou d’effort. La diversité de ces propriétés, jointe à la relative jeunesse de ces matériaux, explique qu’il n’existe pas actuellement de méthode standard pour évaluer la durée de vie des AMF. En fonction du mode de chargement (thermique ou mécanique) et du domaine de température (fatigue en phase haute ou basse température), on distingue plusieurs modes de fatigue possibles (tableau 17.3). Dans tous les cas, les mécanismes de fatigue sont liés à une accumulation de défauts engendrés par les transformations successives, et plus particulièrement la formation de structures de dislocations et la création de défauts de surface (extrusion, intrusion). Ces évolutions microstructurales modifient les températures de transformation (avec des amplitudes pouvant atteindre jusqu’à 30 K) et conduisent à une dégradation de la reprise de forme (réduction de la déformation recouvrable, chute de la contrainte de recouvrement), ainsi qu’à une modification des caractéristiques superélastiques. Trois variables contrôlent cette dégradation : • la contrainte appliquée, • la déformation imposée, • la température. Selon la nature de l’alliage, les phénomènes observés peuvent être plus ou moins prononcés. 831




Alliages nickel-titane

1

Un cyclage thermique augmente la densité de dislocations et conduit à une diminution de la température Ms. Un cyclage mécanique accroît la part irréversible de la déformation en réduisant celle de la déformation réversible, abaisse la contrainte seuil de transformation, et réduit l’hystérésis mécanique jusqu’à l’obtention d’un cycle stabilisé. Ces phénomènes sont également liés à la densité de dislocations. Un durcissement préalable de la matrice austénitique (par écrouissage ou par un durcissement structural produisant une dispersion de très fins précipités Ti3Ni4) permet de stabiliser la température Ms. Un amorçage intragranulaire des fissures est en général à l’origine des ruptures par fatigue. Les meilleures durées de vie sont obtenues en utilisant les propriétés de la phase R.1

Alliages à base cuivre

22

Un cyclage thermique augmente la température Ms ; un cyclage mécanique la diminue. On observe un amorçage de fissures aux joints de grains pour la fatigue mécanique dans le domaine superélastique et aux interfaces intervariantes en phase martensitique. Dans les alliages à base cuivre, la fragilité intergranulaire est liée : • à la forte anisotropie élastique, • à une structure à gros grains de ces alliages, • à la forte dépendance de la déformation de transformation avec l’orientation cristallographique des grains • à la présence de ségrégation aux joints de grains. Dans les cuivreux, le cyclage introduit une microstructure de dislocations (en général sous forme de peignes) mais modifie également le degré d’ordre, et par suite, la température de transformation.

Vieillissement Bien que la transformation martensitique s’effectue sans diffusion, le temps constitue également une variable importante pour décrire le comportement des alliages à mémoire de forme. L’absence de diffusion au cours de la transformation implique que la martensite conserve l’arrangement atomique hérité de l’austénite. Une telle distribution dépend de l’histoire thermomécanique du matériau (par exemple lacunes de trempe dans les alliages cuivreux) et n’est pas, en général, la plus stable possible pour la phase basse tempé-

Tableau 17.3 – Différents modes de fatigue dans les alliages à mémoire de forme.

Température

T < Mf

Contrainte

T > Af

T > Af

σ > σs

σ < σs

Formation sous contrainte de la martensite

Fatigue classique en phase austénitique

Cyclage mécanique

Réorientation des variantes de martensite

Cyclage thermique

Cyclage thermique entre les domaines de stabilité des deux phases

1. Pour plus de détails, voir MIYAZAKI S., OTSUIKA K. – ISIJ International, Vol. 29, 1989, n°5, pp. 353-377. 2. Pour plus de détails, voir HORNBOGEN E. – Engineering Aspects of SMA, pp. 267-280.

832




rature. Une remise en ordre partielle se produit alors, avec une cinétique qui dépend de la température à laquelle l’alliage est maintenu. Ceci modifie les températures de transformation et stabilise la martensite. Ce mécanisme est appelé stabilisation à basse température (car les phénomènes de diffusion restent limités. Dans les alliages peu stables, ou pour des températures plus élevées (en général supérieures à 100 °C), la martensite évolue vers des phases plus stables : c’est le mécanisme de décomposition à haute température. Ces deux processus de stabilisation sont en général nuisibles pour les applications, car ils modifient les propriétés d’usage de l’alliage (relaxation de la contrainte de reprise de forme par exemple) et peuvent même conduire à une suppression totale de l’effet mémoire. Dans les alliages cuivreux, une trempe étagée avec maintien en phase austénitique (pour les alliages martensitiques à l’ambiante) permet d’ordonner la phase austénitique et améliore fortement la résistance au vieillissement de la martensite.

17.3.3 Principes d’application

D MÉTAUX ET ALLIAGES NOUVEAUX

À l’exception de l’amortissement, les différentes propriétés des alliages à mémoire de forme peuvent être mises à profit pour produire un déplacement, un effort ou un travail, c’est-à-dire une fonction.

Production de déplacement ou retour libre C’est une application directe de l’effet mémoire obtenu lors du retour libre en phase austénitique d’un échantillon prédéformé à l’état martensitique (trajet 1 de la figure 17.6). Il existe très peu d’applications industrielles de cette fonction.

Production de force ou retour contraint Le retour contraint est à l’origine des plus anciennes applications industrielles des alliages à mémoire de forme. L’alliage, prédéformé en phase martensitique, est placé dans un dispositif qui l’empêche de reprendre sa forme à haute température (trajet 2 de la figure 17.6). Pendant le chauffage, le retour en phase austénitique s’accompagne de la production d’un effort important (tableau 17.4).

Tableau 17.4 – Valeurs typiques des contraintes générées en retour contraint ; Tdéf désigne la température de déformation à basse température (d’après Engineering aspects of SMA, p. 121).

Ms (°C) Ni-Ti Cu-Al-Ni Cu-Zn-Al-Mn

– 200 + 70 – 40

Tdéf (°C) – 200 + 25 – 90

Pré-déformation (%) 8,0 2,0 3,5

Contrainte (MPa) 500-900 300-400 550-650

Production d’un travail Lorsque les efforts développés produisent également un déplacement, la reprise de forme partielle s’accompagne de la production d’un travail ou d’une puissance mécanique (trajet 3 de la figure 17.6). Au début des années 1970, de nombreux prototypes de moteurs ont été développés. Cependant, le très faible rendement fourni par ces dispositifs 833


17 • Alliages à mémoire de forme σ (2)

C D

(3) A

(1)

D

O

B

ε

Figure 17.6 – Retour libre (trajet 1 suivant B-O), retour contraint (trajet 2 suivant B-C) et production d’un travail (trajet 3 suivant B-D) lors du chauffage d’un échantillon prédéformé en phase martensitique (trajet O-A-B à T < Mf).

a fait échouer ces tentatives (le rendement de Carnot est de quelques pour-cent). Cette capacité de production de travail s’avère par contre très intéressante pour la mise au point de micromécanismes, la puissance spécifique développée par les AMF étant comparable à celle des moteurs thermiques1.

17.4 Principales applications Les alliages à mémoire de forme trouvent des applications dans la plupart des domaines industriels (automobile, aéronautique, robotique, biomédical, nucléaire…). Leurs propriétés particulières permettent de concevoir des dispositifs originaux où leurs fonctions multiples apportent à la fois une simplification et un gain de place ou de poids (connexion, capteur-activateur, amortissement…). Plus de 10 000 brevets ont été déposés à ce jour. Les propriétés fonctionnelles des AMF reposent sur une transformation de phase. On peut ainsi créer un mouvement sans produire de frottement. L’activateur sera donc propre, le déplacement s’effectuant sans formation de déchets et sans lubrification. Cette particularité est intéressante pour le secteur biomédical. Une comparaison des puissances spécifiques des différents types de moteurs en fonction de leur poids (figure 17.7) situe les AMF dans le domaine des dispositifs les plus légers avec une puissance spécifique comparable aux moteurs thermiques. Les principaux inconvénients des AMF sont le faible rendement énergétique (inférieur à 1 % en traction) et le temps de réponse important, conditionné par les échanges thermiques avec le milieu ambiant. La dégradation des propriétés est un élément qui doit être pris en compte dans la conception d’un dispositif ; on ne peut pas à la fois obtenir une

1. Se reporter à la section 17.4.

834


17 • Alliages à mémoire de forme Puissance/Masse (W/kg)

10 4

Turbine à gaz Moteur hydraultique

10 3

Moteur pneumatique

10 2

Moteur thermique

AMF

Moteur électrique + réducteur

10

D 10 –1

1

10

10 2

10 3

10 4


1 10 –2

Masse (kg)

Figure 17.7 – Courbe puissance spécifique/poids (IKUTA K. – Proc. IEEE Workshop, 1990, p. 2156-2161).

déformation réversible importante et un grand nombre de cycles. Cependant, pour des déformations de 0,5 %, on peut s’attendre à une durée de vie supérieure à 105 cycles (en utilisant la phase R du Ni-Ti). Remarque Le remplacement d’un dispositif conventionnel par un dispositif utilisant un AMF est souvent un échec, et c’est dès la conception que doit être prise en compte la spécificité du comportement des AMF. La rédaction d’un cahier des charges fonctionnel demande une collaboration étroite entre le client et le fournisseur, et doit être complétée par une description détaillée de l’ensemble des opérations à effectuer sur l’alliage.

17.4.1 Capteurs-actionneurs La possibilité de développer un travail contre une force résistive au cours de la transformation → martensite austénite permet d’utiliser les AMF pour concevoir des actionneurs originaux capables d’assurer simultanément les fonctions de capteur et d’actionneur. On distingue trois catégories d’actionneurs utilisant les alliages à mémoire de forme : • Les activateurs thermiques, qui fonctionnent par échange thermique avec le milieu extérieur, permettant ainsi de détecter une température de consigne et d’assurer le rôle d’actionneur. De nombreux dispositifs ont été réalisés sur ce principe dans le petit électroménager, l’industrie automobile et la domotique : ouverture automatique de serre, trappes escamotables pour phares antibrouillard, fusibles thermiques, robinets thermostatés, valves de sécurité incendie (5,8 millions de sprinklers de type « Viking » commercialisés), compteurs de cycles pour friteuses, etc. De très nombreuses applications biomédicales ont également été développées (voir infra). • Les activateurs électriques, pilotés par un chauffage par effet Joule au-dessus de la température Af. Cette classe d’activateurs présente l’avantage de développer un travail important sous un faible volume et s’applique principalement à des domaines comme la 835



micromécanique et la robotique. L’absence de chocs et de vibrations au cours de la transformation a été mise à profit dans l’expérience russe RAPANA pour déployer à partir de la station MIR une structure de 5 mètres de longueur assemblée sur Terre. • Les activateurs différentiels, composés de deux éléments à mémoire de forme précontraints et assemblés en phase austénitique ; le travail est alors produit dans un sens ou dans l’autre par chauffage successif de ces deux éléments. Ce type d’assemblage est très performant dans la réalisation de micromécanismes ; il permet de s’affranchir des variations de la température extérieure et augmente la fréquence maximale d’utilisation. Dans ces dispositifs, les effets liés aux phénomènes de fatigue et de vieillissement doivent être pris en compte. Une sous-estimation de ces effets peut conduire à une dérive des températures de fonctionnement du dispositif. Un dimensionnement soigné doit être réalisé afin d’optimiser : • la contrainte de fonctionnement, compromis entre le travail fourni par le système et la déformation résiduelle cumulée ; • la température de fonctionnement, qui a une très forte influence sur la cinétique du vieillissement du matériau. L’hystérésis de la transformation est un handicap sérieux dans ces dispositifs ; les températures de fonctionnement sont en effet différentes au chauffage et au refroidissement. Le choix d’alliages Ni-Ti-Cu permet de réduire sensiblement ce problème. L’importance du temps de réponse constitue également une sérieuse limitation, la fréquence maximale d’utilisation étant en fait contrôlée par la vitesse de refroidissement du dispositif. L’utilisation de la phase R (principalement dans les Ni-Ti-Fe) permet de réaliser des dispositifs capables de fonctionner au-delà de 105 cycles avec une très faible hystérésis, mais pour une amplitude de déformation limitée (inférieure à 0,5 %).

17.4.2 Couplage, serrage, étanchéité Ces applications utilisent l’effort considérable développé par les AMF quand on interdit la reprise de forme au cours du retour par chauffage en phase austénitique. L’application type est le manchon de raccordement et d’étanchéité pour tuyauteries réalisé à la fin des années 1960 par la société Raychem (États-Unis) pour les avions F14. Cette application constitue la première utilisation industrielle de l’effet mémoire de forme. Jusqu’à la fin des années 1980, elle représentait à elle seule près de 80 % du marché commercial des AMF en Ni-Ti. De nombreuses applications ont été dérivées de cet exemple initial, du fait de son efficacité et de sa rapidité de mise en œuvre (connexion de câbles ou de fibres optiques, réduction de fracture osseuse…). Cette technologie a également été développée en parallèle par les chercheurs russes et utilisée pour assembler dans l’espace une structure de 10 mètres de longueur (un record !) en 1991. Cette poutre en treillis a permis de relier la station MIR à un moteur de stabilisation. La réalisation d’une connexion comporte deux étapes : un conditionnement du manchon d’accouplement en phase basse température, suivi d’une phase de chauffage pour développer l’effort d’assemblage. Comparée aux assemblages par soudage, cette solution est particulièrement intéressante pour les industries chimiques et pétrolières, car l’absence de zone thermiquement affectée réduit fortement les problèmes de corrosion sous contrainte. Les inconvénients liés à ce genre de solution proviennent : • de la difficulté à stocker à température ambiante les manchons conditionnées à des températures cryogéniques, mais l’utilisation d’alliages Ni-Ti-Nb à très large hystérésis permet de résoudre ce problème ; 836



• des très faibles tolérances dimensionnelles permises pour les pièces à assembler (ellipticité, état de surface) ; • du prix du demi-produit, mais l’utilisation d’alliages ferreux comme les Fe-Mn-Si semble une solution envisageable pour réduire les coûts. L’effort considérablement développé par l’élément en AMF (jusqu’à 1 000 MPa pour les Ni-Ti) peut également être utilisé pour rompre une liaison mécanique – par exemple dispositif de type Frangibolt (figure 17.8) – ou un matériau fragile – le « brise roche » ou Memo Alloy Splitter commercialisé par une société japonaise (figure 17.9). L’absence de

Composants à désassembler


Élément chauffant

d Bague en AMF

Élément d’assemblage à rompre

Figure 17.8 – Schéma de principe du dispositif Frangibolt utilisé pour désassembler des composants dans des applications aérospatiales. Le chauffage de l’élément en AMF engendre des efforts suffisants pour rompre l’élément d’assemblage au niveau de la gorge de diamètre d.

Plateau supérieur Matériau fragile (roche, béton, ...)

Élément chauffant

Plot en AMF Plateau inférieur

Figure 17.9 – Schéma de principe du « Memo Alloy Splitter ». La reprise de forme au chauffage du plot en AMF soumet la roche à un effort de traction important, ce qui provoque sa fissuration. 837



chocs et la non émission de débris (produits par une combustion ou une explosion) sont particulièrement utiles pour des applications dans des milieux confinés (satellites…).

17.4.3 Biomédical Les propriétés des AMF ont trouvé très rapidement des applications dans le secteur biomédical. Ce secteur est l’un des domaines majeurs d’application des alliages à mémoire de forme. Les applications biomédicales se divisent en deux grandes catégories, les implants (agrafe, stent, orthodontie, prothèse) et l’instrumentation pour la chirurgie non invasive (Minimal Acces Surgery). Les implants utilisent en général les larges forces développées en retour contraint alors que l’instrumentation médicale exploite l’effet superélastique. C’est un domaine où les alliages de nickel-titane sont les seuls alliages à mémoire à être utilisé. La présence en surface d’une couche d’oxyde TiO2 adhérente permet d’éviter le relargage du nickel dans l’organisme et assure ainsi leur biocompatibilité. La qualité de cette barrière de protection est assurée par son uniformité et non par son épaisseur. Une épaisseur excessive augmente les risques de fissuration de cette couche d’oxyde fragile et a pour conséquence de réduire la durée de vie de l’implant et de favoriser le relargage du nickel. Alors que pendant de nombreuses années la question de la biocompatibilité du nickel titane était controversée, elle semble désormais acquise et le problème principal est devenu celui du dimensionnement des dispositifs. Ceux-ci sont de plus en plus nombreux pour répondre au développement croissant de la chirurgie non invasive. La température constante du corps humain correspondant de façon quasi-idéale à un optimum pour le comportement superélastique du nickel-titane équiatomique, le nombre des applications superélastiques augmente de façon régulière. La possibilité de suivre en imagerie par résonance magnétique (IRM) le déploiement ou le positionnement de dispositifs en nickel-titane à l’intérieur du corps humain avec précision, lié à la faible susceptibilité magnétique de cet alliage, constitue un atout supplémentaire par rapport à des matériaux comme les aciers inoxydables. Introduit à la fin des années 1970, les arches dentaires superélastiques ont constitué la première utilisation biomédicale des alliages à mémoire de forme. Les stents, utilisés pour la première fois en 1987, sont désormais l’application la plus répandue. Plusieurs autres produits utilisant la superélasticité sont largement utilisés comme par exemple les fils guides, les limes dentaires, les agrafes d’ostéosynthèse, les ancres de suture. Le très grand nombre de cycles pouvant être imposé à des systèmes biomécaniques (voir tableau 17.5) nécessite de porter une forte attention sur les phénomènes propres à la fatigue et au vieillissement de ces matériaux. Les stents en nickel-titane résistent à un plus grand nombre de cycles que les dispositifs analogues réalisés en acier inoxydable. Tableau 17.5 – Correspondance entre-temps humain et nombre de cycles pour un stent.

838

Nombre de cycles

Temps Humain

1 million

12 jours

10 millions

4 mois

40 millions

16 mois

100 millions

2 ans et demi

2 milliards

50 ans



17.4.4 Amortissement De par leurs propriétés superélastiques, les alliages à mémoire de forme possèdent une capacité d’amortissement supérieure à celle de la plupart des matériaux. À notre connaissance, cette propriété reste cependant encore peu exploitée. Quelques applications sont signalées pour des problèmes d’amortissement de chocs ou d’atténuation des phénomènes de cavitation dans les pompes hydrauliques. Des études en cours visent à utiliser les AMF dans des structures antisismiques pour le bâtiment. Même si elle n’exploite pas directement les propriétés amortissantes, l’utilisation de fibres en AMF pour modifier les fréquences propres de structures composites (pale d’hélicoptère…) entre également dans cette catégorie d’applications1.

17.5 Principales évolutions À côté de la distinction classique entre matériaux de structure et matériaux fonctionnels le concept de « matériaux et systèmes intelligents » a été défini au début des années 1990. Cette terminologie recouvre tout matériau ou système capable de réagir (de s’adapter) à une évolution de son environnement. Cette adaptation se réalise à travers un couplage entre propriétés physiques différentes. Les matériaux piezo-électriques peuvent convertir un signal électrique en action mécanique, dans les alliages à mémoire de forme c’est le couplage entre propriétés mécaniques et thermiques qui est utilisé. Cette nouvelle classe de matériaux capables de réguler ou de contrôler, trouve la plupart de ses applications actuelles dans les domaines de la défense, de l’aéronautique, du biomédical et du génie civil (amortissement des oscillations causées par un tremblement de terre, structure auto-cicatrisante, etc.). Les propriétés particulières des alliages à mémoire de forme (génération de déplacements importants et/ou de forces importantes) permettent de réaliser bon nombre de dispositifs, souvent de petite taille et de faible masse, dans l’objectif de réaliser des fonctions biomécanique, de réduire des nuisances sonores ou la consommation énergétique d’un réacteur.


D

17.5.1 Méthodes d’élaboration À l’état massif, les alliages sont élaborés par des méthodes traditionnelles. Pour les alliages base cuivre, la précision sur la composition est importante et elle est maintenant parfaitement maîtrisée. La transformation en produit long se fait par tréfilage ou par filage à chaud. On peut obtenir des fils (30 µm) et des tubes (diamètre extérieur 0,2 mm) en nickel-titane, des fils de 0,5 mm en Cu-Al(Ni,Be). La phase mère β étant métastable à la température ambiante, il est parfois nécessaire d’effectuer un traitement d’austénitisation (ou bêtatisation) suivie d’une trempe rapide.

Métallurgie des poudres

L’élaboration par métallurgie des poudres des alliages de nickel-titane présente de nombreux avantages : • réduction sensible du coût de l’alliage, • amélioration des propriétés grâce à la réduction des hétérogénéités de composition et des problèmes liés aux défauts de solidification, • suppression des opérations de mise en œuvre difficiles à réaliser pour cette classe d’alliages.

1. Voir paragraphe 17.5.2.

839



Cependant, à cause du caractère très exothermique de la réaction Ni + Ti → NiTi (chaleur de réaction de l’ordre de 8,5 kcal/g) la méthode classique consistant à compacter les poudres à froid, puis à réaliser un frittage à haute température, ne conduit pas à de bons résultats. Limiter l’élévation de température engendrée par la réaction impose de réduire fortement les vitesses de chauffage (avec 10 K/min, la température du mélange augmente de 400 K !). Ceci entraîne la formation de phases intermétalliques difficiles à éliminer par la suite. De plus, le coefficient de diffusion du nickel étant très supérieur à celui du titane, une forte porosité résiduelle est produite par effet Kirkendall. Cette porosité est fonction de la granulométrie de la poudre de titane. Cependant, la réduction de cette granulométrie accroît les problèmes de contamination par l’oxygène et augmente le coût du matériau. La méthode dite de synthèse par autocombustion (SHS – Self-propagating High-temperature Synthesis) semble mieux appropriée. Cette technique utilise la chaleur de réaction afin de provoquer une fusion auto-entretenue de l’alliage. Cela réduit fortement la durée de l’élaboration ainsi que son coût, car un chauffage au voisinage de 900 °C suffit. L’élaboration d’alliages à très forte porosité est cependant recherchée pour certaines applications biomédicales. Contrairement aux céramiques, ce matériau n’est pas fragile et ses propriétés mécaniques sont compatibles avec celles des tissus environnants ce qui est très bon d’un point de vue biomécanique (cf. 17.5.4).

Films minces La très forte puissance spécifique des alliages à mémoire de forme, liée à l’intérêt croissant accordé aux micromécanismes contribue au développement d’applications spécifiques utilisant des AMF sous forme de films minces. Ce domaine initié au Japon au début des années quatre-vingt-dix est actuellement en plein développement. Plusieurs types de technologies sont utilisés. Des films de nickel-titane d’épaisseurs inférieures à 10 μm peuvent être réalisés par codéposition en phase vapeur, par pulvérisation cathodique ou par ablation laser (figure 17.10). En général, la structure amorphe de ces films impose de réaliser un traitement de recristallisation suivi d’un durcissement structural de l’austénite de façon à obtenir un bon effet mémoire (un durcissement par écrouissage étant en effet impossible à réaliser). Ces techniques permettent d’élaborer des films minces présentant de très bonnes propriétés superélastiques et/ou de mémoire de forme. Cependant l’obtention d’une composition chimique précise reste un problème pratique important. D’autant plus que la température de transformation martensitique est étroitement liée à la composition. La présence d’impuretés comme l’oxygène ou l’hydrogène, introduite pendant l’élaboration, constitue une autre difficulté car elles rendent fragile le film mince obtenu. Même si la fréquence de fonctionnement des films minces en alliage à mémoire de forme est très supérieure à celle des activateurs massifs, elle reste cependant encore faible par rapport aux performances des matériaux piézoélectriques. Plusieurs voies sont exploitées pour accroître la vitesse d’activation : • utiliser des alliages à faible hystérésis comme le Ni-Ti-Cu ; • utiliser des alliages à haute température de transformation comme le Ti-Ni-Pd. L’application des techniques classiques de microlithographie développées ces dernières années en microélectronique permet ensuite de réaliser des microsystèmes (figure 17.11), comme des micropompes, des microvalves, des microactionneurs. Pour les applications utilisant des films d’épaisseur supérieure à 300 μm les techniques classiques de laminage peuvent également être utilisées mais dans ce cas il est nécessaire de tenir compte des effets de texture crystallographique dans la conception des microdispostifs. 840



Substrat Film mince Ni

Ti

Chauffage

Vide

(a) Cible NiTi

D

Substrat

Argon


Plasma Cathode Anode

Laser

Substrat

Cible NiTi

(b)

Vide

(c)

Figure 17.10 – Différents modes d’obtention de films minces en nickel-titane ; a) codéposition en phase vapeur ; b) pulvérisation cathodique ; c) ablation laser.

(a) Dépôt de deux couches de chrome et d’une couche de polymère

(b) Gravure de la couche supérieure de chrome et du polymère

(d) Dissolution du polymère

Polymère

(c) Dépôt d’un film mince en NiTi

(e) Attaque de la couche inférieure de chrome

Chrome

NiTi

Figure 17.11 – Réalisation d’un micro-activateur en nickel-titane par une méthode de microlithographie (d’après BUCHAILLOT et al. – procs. SMST-97, p. 184). 841



Monocristaux Pour les alliages à base cuivre, les monocristaux peuvent présenter certains avantages comme une importante déformation recouvrable et une meilleure tenue en fatigue. L’élaboration des alliages à base cuivre se fait par des méthodes classiques à l’état liquide (Bridgman, Czochralski, Stepanov…), alors que les Ni-Ti sont élaborés par recristallisation. Des monocristaux de Cu-Al-Ni ont été utilisés pour la réalisation d’activateurs en robotique (VIAHHI I. E. – SMST-97, p. 263) et pour des montures de lunettes (Brevet n° 95 01409 – Montures de lunettes métalliques).

17.5.2 Alliages hautes températures La plupart des alliages actuellement commercialisés présentent une température de transformation inférieure à 100 °C (NiTi, CuZnAl, CuAlBe). Cependant des transformations au voisinage de 150 à 200 °C sont souhaitables pour de nombreuses applications (par exemple dans l’automobile, l’aéronautique et l’industrie nucléaire). La mise au point d’alliages haute température voir très haute température (supérieures à 200 °C) est en cours depuis plusieurs années (Tableau 17.6). Dès la fin des années 70 des alliages à haut point de transformation ont été découverts (par substitution de métaux nobles au nickel dans les alliages nickel-titane). Le prix excessif de ces matériaux (titane-palladium 50-50) limite leur application industrielle à des niches très étroites (films minces, défense). Les alliages nickel-aluminium, nettement moins chers ont suscité beaucoup d’intérêt. Ils sont commercialisés depuis plusieurs années. Cependant leur très grande fragilité à l’état polycristallin et la décomposition de la martensite en phase stable au chauffage (Ni5Al3) limitent leur utilisation. Leur température de transformation inférieure à 200 °C les rend inutilisables à très haute température. L’utilisation de l’hafnium ou du zirconium en substitution au titane dans les NiTi s’avère très prometteuse (de 1 à 25 at. % de Hf, de 1 à 20 at. % Zr). Ces alliages présentent une forte stabilité thermique pour des températures de transformation élevées. Ils restent cependant assez fragiles et leur grande dureté limite fortement leur aptitude à la mise en forme et rend préférable une élaboration par métallurgie des poudres. La formation par vieillissement de précipités (Ti+Hf)3Ni4 de taille nanométrique est une voie intéressante pour améliorer les propriétés de ces alliages. D’autres systèmes d’alliages comme le NbRu sont également des candidats très sérieux pour les applications à haute et très haute température grâce à leur température de fusion très élevée. La fragilité à température ambiante du NbRu handicape leur utilisation et le développement d’alliages ternaires comme le Nb-Ru-Fe semble une solution intéressante. Pour l’ensemble de ces systèmes d’alliage, l’obtention de bonnes propriétés de mémoire de forme se heurte à la décroissance rapide de la limite élastique de l’austénite aussitôt que la température d’utilisation augmente. Il faut donc accroître cette limite élastique par l’une des méthodes suivantes : – Durcissement par écrouissage combiné avec un recuit adéquat. – Durcissement par précipitation. – Ajout d’un quatrième élément (affinage de la taille de grain ou précipitation). – Affinage de la taille de grain par hyperdéformation.

842



Tableau 17. 6 – Alliages à mémoire de forme pour les applications hautes températures. Comparaison avec le TiNiPd. Prix

Ms maximum

εAM

Ti – Pd – Ni

excessif

330 °C

2à4%

Ni – Ti – Hf

élevé

600 °C

3%

Ni – Ti – Zr

élevé

300 °C

3%

Cu – Al – Ni

modéré

200 °C

3à6%

Nb – Ru – Fe

très élevé

800 °C

17.5.3 Les alliages à mémoire de forme magnétiques La fréquence d’activation dans les alliages à mémoire de forme est fortement limitée par la diffusion thermique. Au début des années 1990, une nouvelle classe d’alliage, présentant la particularité de posséder une phase martensitique ferromagnétique, a été développée. L’utilisation des propriétés liées au couplage magnéto-mécanique permet de réaliser des dispositifs capables de fonctionner à des fréquences pouvant atteindre 2 kHz. Plusieurs alliages présentent cette propriété : Ni-Mn-Ga, Co-Ni-Al, Co-Ni-Ga, NiFe-Ga, Fe-Pd, Fe-Pt. Ces matériaux présentent des déformations réversibles pouvant atteindre 6 % sous l’action d’un champ magnétique ce qui est 50 fois supérieur aux activateurs magnétiques classiques (Tableau 17.7). Les alliages à mémoire de forme magnétiques sont martensitique à température ambiante et le mécanisme de déformation consiste en une réorientation, à température constante, des variantes de martensite sous l’action du champ magnétique, celui-ci agit de façon analogue à la contrainte appliquée dans l’effet mémoire simple sens classique en favorisant la réorientation de la martensite auto-accommodée en variantes bien orientées (figure 17.12). Ces alliages présentent une énergie d’anisotropie magnétocristalline élevée et une faible résistance au déplacement des parois interdomaines. Le système Ni2MnGa est le système qui semble à l’heure actuelle le plus prometteur. L’austénite de structure cubique se transforme en martensite tétragonale (c/a ~ 0,94) pour laquelle l’axe de facile aimantation coïncide avec l’axe c de la maille. Cependant l’application de contraintes mécaniques réduit très fortement la mobilité des parois séparant les domaines magnétiques. La contrainte de blocage, au-delà de laquelle ces alliages ne présentent plus de propriété de mémoire de forme est de l’ordre de quelques MPa. Par conséquent les microsystèmes constituent le domaine de prédilection d’utilisation de ces matériaux.


D

Tableau 17.7 – Comparaison des caractéristiques du couplage magnéto-mécanique dans les alliages à mémoire de forme magnétique par rapport à la magnétostriction géante. Magnétostriction géante

FMSMA

Terfenol-D

Ni2MnGa

0,2 %

6%

Contrainte maximum

60 MPa

6 MPa

Champ magnétique

0,2 – 0,3 T

0,2 – 0,8 T

Matériau Déformation

843



H (a)

(b)

Figure 17.12 – Illustration du mécanisme de déformation dans les alliages à mémoire de forme magnétique. (a) Formation de variantes auto-accommodantes en l’absence de contrainte mécanique et de champ magnétique appliqué ; (b) Déformation produite par la redistribution des domaines magnétiques sous l’action d’un champ magnétique appliqué.

17.5.4 Les mousses de nickel-titane Les alliages de nickel-titane ont trouvé de nombreuses applications dans le domaine biomédical grâce à leur bonne biocompatibilité. L’utilisation du nickel-titane sous forme de matériau poreux permet d’apporter des solutions aux questions posées par la reconstruction osseuse en implantologie. Ces matériaux présentent à la fois les propriétés classiques des alliages à mémoire de forme (superélasticité, effet mémoire, forte capacité d’amortissement) et la présence d’une porosité ouverte importante. La colonisation de ces pores, dont la taille doit être comprise entre 100 et 400 µm, par les tissus osseux permet la réalisation d’une fixation efficace entre l’implant et l’os même en l’absence de ciment. La porosité permet également d’améliorer l’adaptation mécanique entre l’os et l’implant. La grande différence entre les propriétés élastiques des tissus osseux et celles des implants métalliques est à l’origine de nombreux problèmes : nécrose, ostéoporose, résorption osseuse, descellement de l’implant. Le module élastique de l’os cortical est voisin de 20 GPa, ce qui est largement inférieur aux 40 GPa habituellement observés dans la martensite. La présence d’une porosité entre 40 et 50 % permet d’obtenir des propriétés mécaniques très voisines de celles de l’os (tableau 17.8). Ces mousses sont principalement élaborées par synthèse par autocombustion (SHS). Les principaux domaines d’application sont : l’orthopédie, les plaques d’ostéosynthèse, les implants dentaire, les greffes osseuses, etc. La forte résistance spécifique des mousses de nickel-titane jointe aux bonnes performances des alliages à mémoire de forme dans le domaine de l’amortissement mécanique des vibrations en font également des matériaux de choix pour d’autres secteurs industriels comme l’aéronautique et l’espace. Tableau 17.8 – Comparaison des propriétés mécanique des tissus osseux et des NiTi poreux. Module élastique

Résistance en compression

Déformation à rupture

NiTi poreux

16 GPa

100 MPa

22 %

Os cortical

20 GPa

25 MPa

7%

Matériaux

844



17.5.5 Composites L’introduction de fibres en alliage à mémoire de forme permet de réaliser des matériaux composites offrant des fonctionnalités nouvelles. On réalise ainsi des dispositifs, dont la fréquence propre de vibration peut être modifiée à volonté ou d’autres, capables de faire varier le profil d’une structure (pale d’hélicoptère adaptative), par un simple chauffage de fibres pré-déformées. En général ces composites intelligents sont constitués de fibres de nickel-titane noyées dans une matrice polymère de type époxy. Le contrôle des vibrations dans les structures aéronautiques et spatiales constitue leur principal domaine d’application. Il est également possible d’utiliser la reprise de forme des fibres pour refermer des fissures dans une matrice réalisant ainsi une « cicatrisation » du matériau (figure 17.13).

Fibre en AMF

Martensite

Fissuration


D

Chauffage

Figure 17.13 – Utilisation de fibres en alliage à mémoire de forme pour « cicatriser » un matériau composite. La fissuration de la matrice engendre une transformation sous contrainte des fibres. La reprise de forme des fibres au chauffage referme les fissures (d’après FILES B., OLSON G. B. – SMST 97, p. 281).

17.6 Renseignements pratiques 17.6.1 Laboratoires universitaires Departament d’Estructura i Constituents de la Matèria (Université de Barcelone) Universitat de Barcelona Facultat de Física 6a planta Diagonal, 647 08028 Barcelone Espagne Tél. : 00 34 934 0211 75 Fax : 00 34 934 0211 98 www.ecm.ub.es 845



Department of Mechanical Engineering (Université de Twente) Universiteit Twente Faculteit Construerende Technische Wetenschappen Postbus 217 7500 AE Enschede Pays-Bas Tél. : 00 31 53 489 9111 Fax : 00 31 53 489 2000 www.wb.utwente.nl/en Department of Metallurgy and Materials Engineering (MTM) (Université de Louvain) K.U.Leuven Kasteelpark Arenberg 44 bus 2450 B-3001 Heverlee (Leuven) Belgique Tél. : 00 32 16 32 13 14 Fax : 00 32 16 32 19 73 www.mtm.kuleuven.be EPFL IMX LTC (École polytechnique fédérale de Lausanne) MXG 341 Station 12 CH-1015 Lausanne Suisse Tél. : 00 41 21 693 4285 Fax : 00 41 21 693 5880 http://ltc.epfl.ch Femto-ST (Université de Franche-Comté, CNRS) 32, avenue de l’Observatoire 25044 Besançon Cedex Tél. : 03 81 85 39 99 Fax : 03 81 85 39 68 www.femto-st.fr Institut für Werkstoffe (Université de la Ruhr) Fakultät für Maschinenbau Ruhr-Universität Bochum D-44780 Bochum Allemagne Tél. : 00 49 234 32 23022 Fax : 00 49 234 32 14235 www.ruhr-uni-bochum.de/ww Laboratoire 3S-R (Université Joseph Fourier, CNRS) Domaine universitaire BP53 38041 Grenoble Cedex 9 Tel : 04 76 82 70 87 Fax : 04 76 82 70 43 www.3s-r.hmg.inpg.fr 846



LPCS (Laboratoire de Physico-Chimie des Surfaces) (ENSCP, CNRS) École Nationale Supérieure de Chimie de Paris 11, rue Pierre et Marie Curie 75231 Paris Cedex Tél. : 01 44 27 67 38 Fax : 01 46 34 07 53 www.enscp.fr/labos/LPCS LPMM (Laboratoire de physique et mécanique des matériaux) (Université Paul Verlaine, CNRS, ENSAM) Île du Saulcy 57045 Metz cedex 01 Tél. : 03 87 31 53 60 Fax : 03 87 31 53 66 www.lpmm.fr Mateis (INSA de Lyon, CNRS) INSA de Lyon Bâtiment Blaise Pascal 7, avenue Jean Capelle 69621 Villeurbanne Cedex Tél. : 04 72 43 83 82 Fax : 04 72 43 85 28 www.insa-lyon.fr/mateis


D

17.6.2 Industrie : producteurs et ingénierie AdaptaMat Ltd Yrityspiha 5 00390 Helsinki Finlande Tél. : 00 358 957 1207 0 Fax : 00 358 957 1207 11 www.adaptamat.com AMF Route de Quincy 18120 Lury-sur-Arnon Tél. : 02 48 51 75 91 Fax : 02 48 51 70 38 www.nitifrance.com AMT Daelemveld 1113 B-3540 Herk-de-Stad Belgique Tél. : 00 32 13 55 35 13 Fax : 00 32 13 55 35 14 www.amtbe.com Euroflex GmbH Kaiser-Friedrich-Str. 7 D-75172 Pforzheim Allemagne Tél. : 00 49 7231 208 210 Fax : 00 49 7231 208 7599 www.nitinol-europe.com 847

17 • Alliages à mémoire de forme Fort Wayne Metals Ireland Ltd Drumconlon, Moneen Road Castlebar, Co. Mayo Irlande Tél. : 00 353 94 904 3500 Fax : 00 353 94 904 3555 www.fortwaynemetals.com Furukawa Electric Europe Ltd 3rd Floor, Newcombe House 43-45 Notting Hill Gate London W11 3FE Grande-Bretagne Tél. : 00 44 1538 3619 18 Fax : 00 44 1538 3619 20 www.fitec.co.jp/ftm/english Memometal Technologies Rue Blaise Pascal 35170 Bruz Tél. : 02 99 05 59 69 Fax : 02 99 05 95 62 www.memometal.com Memory-Metalle GmbH Am Kesselhaus 5 D-79576 Weil am Rhein Allemagne Tél. : 00 49 7621 799 121 Fax : 00 49 7621 799 244 www.memory-metalle.de Memry Corp. 3 Berkshire Boulevard Bethel, CT 06801 États-Unis Tél. : 00 1 203 739 1100 Fax : 00 1 203 798 6363 www.memry.com Minitubes ZAC Technisud BP 2529 21, rue jean Vaujany 38035 Grenoble Cedex 2 www.minitubes.com Nimesis Technopôle Metz 2000 14, rue Félix Savart 57070 Metz www.nimesis.com 848




Shape Memory Applications Inc. 1070 Commercial Street, Suite 110 San Jose CA 95112 États-Unis Tél. : 00 1 408 727 2221 Fax : 00 1 408 727 2778 www.sma-inc.com Special Metals Corp. Shape Memory Alloys Division Middle Settlement Rd. New Hartford NY 13413 États-Unis Tél. : 00 1 315 798 2072 Fax : 00 1 315 798 6860 www.specialmetals.com


D


Ouvrages généraux DUERIG T. W., MELTON K. N., STÖCKEL D., WAYMAN C. M. – Engineering aspects of shape memory alloys. Butterworth-Heinemann, 1990. FRÉMONT M., MIYAZAKI S. – Shape memory alloys. Springer Wien New-York. LAGOUDAS D. C. – Shape memory alloys. Modeling and engineering applications. Springer-Verlag, New York, 2008. KRÄHENBÜHL E., GOTTHARDT R. – Mémoire de forme, formes en mémoire. Presses Polytechniques et Universitaires Romandes, 2002. PATOOR E., BERVEILLER M. – Les alliages à mémoire de forme. Hermès, 1990. PATOOR E., BERVEILLER M. – Technologie des alliages à mémoire de forme. Hermès, 1994. PERKINS J. – Shape memory effects in alloys. Plenum Press, New-York and london, 1975. Mechanics of solids with phase changes. M. Berveiller and F. D. Fischer editors, 1997, Springer Wien New-York. Shape memory alloys : Fundamentals, modeling and applications. V. Brailovski, S. Prokoshkin, P. Terriault, F. Trochu, editors, 2003, Université du Québec.

European Symposium on Martensitic Transformation (ESOMAT) I European Symposium on Martensitic Transformation in Science and Technology 1989, Ruhr Universität Bochum (Allemagne), E. Hornbogen and N. Jost editors, DGM Informationsgellschaft, Verlag. II European Symposium on Martensitic Transformation and Shape Memory Properties 1991, Aussois (France). G. Guénin editor, Les Éditions de Physique. III European Symposium on Martensitic Transformation 1994, Barcelona (Espagne). A. Planes, J. Ortin and L. Manosa editors, Les Editions de Physique. IV European Symposium on Martensitic Transformation 1997, Enchede (Pays-Bas). 849



V European Symposium on Martensitic Transformations and Shape Memory Alloys 2000, Como (Italie). G. Airoldi editor, EDP Sciences. VI European Symposium on Martensitic Transformations and Shape-Memory 2003, Cirencester (Royaume-Uni). VII European Symposium on Martensitic Transformations and Shape Memory Alloys 2006, Bochum (Allemagne).

International Conference on Martensitic Transformations (ICOMAT) ICOMAT 1976, Kobe (Japon). T. Araki, F. E. Fujita, K. Hirano editors, The japan Institute of Metals. ICOMAT 1977. Kiev Academy of Science (URSS). ICOMAT 1979, Cambridge (États-Unis). W. S. Owen editor, MIT, Cambridge Massachusetts. ICOMAT 1982, Leuven (Belgique). L. Delaey and Chandrasekaran editors, Les Éditions de Physique. ICOMAT 1986, Nara (Japon). I. Tamura editor, The Japan Institute of Metals. ICOMAT 1989, Sydney (Australie). B. C. Muddle editor, Trans Tech Publications. ICOMAT 1992, Monterey (États-Unis). C. W. Wayman and J. Perkins editors. ICOMAT 1995, Lausanne (Suisse). R. Gotthardt and J. Van Humbeeck editors, Les Éditions de Physique. ICOMAT 1998, Bariloche (Argentine). M. Ahlers, G. Kostorz, M. Sade editors. ICOMAT 2002, Espoo (Finlande). J. Pietikäinen, O. Söderberg editors, Les Éditions de Physique. ICOMAT 2005, Shanghaï (Chine). T. Ko, T. Y. Hsu (Xu Zuyao), L. C. Zaho, G. Kostorz editors

Shape Memory and Superelastic Technologies (SMST) SMST 1994, SMST 1997, SMST 2001, SMST 2003, SMST 2006,

Asilomar (États-Unis). A. R. Pelton, D. Hodgson and T. Duerig editors. Asilomar (États-Unis). A. R. Pelton, D. Hogson and T. Duerig editors. Kunming (Chine). Y. Y. Chu and L. C. Zhao editors. Asilomar (États-Unis). A. R. Pelton and T. Duerig editors. Asilomar (États-Unis).

Divers DELAEY L. Diffusionless Transformations. Materials Science and technology, A comprehensive treatment, 1991, Vol. 5, Phase Transformation in Materials, pp. 341-402, Haasen editor.

850

18.1 Introduction


18 • MÉTAUX AMORPHES VERRES MÉTALLIQUES

Maurice Henry


18.1 Introduction Les premiers matériaux amorphes métalliques ont été élaborés en 1960 à partir de l’état liquide en très petites quantités [1]. Il faut ensuite attendre le début des années 70 pour voir la présentation de rubans de métaux amorphes élaborés en continu par un groupe industriel américain1. Il faut encore attendre dix ans, c’est-à-dire le début des années 80 pour constater leur mise en œuvre dans des systèmes industriels, principalement dans le domaine des applications faisant appel aux propriétés magnétiques : par exemple, construction de transformateurs de puissance dont le circuit magnétique est réalisé avec du ruban d’alliage métallique à l’état amorphe. Dans les années 80, d’autres applications ont vu le jour en valorisant les propriétés mécaniques de ces matériaux [2]. À ce jour, vouloir décrire l’ensemble des seules applications industrielles effectivement mises en œuvre conduirait à limiter l’exposé ; vouloir décrire l’ensemble des applications potentielles conduirait à un excès inverse qui oublie de prendre en compte les nombreux paramètres, rendant ou non possible une industrialisation et en particulier leur prix. Cette présentation consistera donc à donner quelques éléments justifiant l’intérêt porté à ces matériaux qui ont été élaborés pour la première fois en laboratoire il y a une trentaine d’années. L’absence de structure cristalline entraîne un comportement macroscopique de l’alliage qui est tout à fait différent du même alliage dans un état polycristallin, en particulier dans le domaine des propriétés magnétiques et mécaniques. Leur originalité réside sans doute dans la possible association : • d’un comportement mécanique particulier : résistance à la traction et dureté élevées, grande ductilité (aptitude au pliage d’un matériau de très faible épaisseur) et bonne tenue à la fatigue ; • d’un comportement ferromagnétique très doux : grande perméabilité, champ coercitif très faible et donc très faibles pertes par hystérésis ; • d’une magnéto-striction gouvernable par la composition chimique de l’alliage de base. Les verres métalliques ont fait l’objet d’un grand nombre d’études théoriques et expérimentales [3] au cours des trente dernières années. Nous donnerons un aperçu des résultats

1. Allied Chemical.

851

18.2 Notions générales


sur les verres métalliques

obtenus concernant les techniques d’obtention et les propriétés physiques, pour aborder les différents domaines d’application potentiels de ces matériaux. Afin de situer les verres métalliques, il faut souligner que la vitesse de refroidissement de l’alliage liquide est le paramètre essentiel qui gouverne leur obtention. Aussi est-il possible de classer les matériaux selon la nature de l’état solide obtenu en fonction de ce paramètre (figure 18.1).

Vitesse de refroidissement Ks– 1 1 10

Matériau

cristallisé classique

102 ALLIAGE LIQUIDE

103

à grains fins

104 105 amorphes ou microcristallins 106 Figure 18.1 – État microstructural obtenu à l’état solide en fonction de la vitesse de refroidissement.

18.2 Notions générales sur les verres métalliques 18.2.1 Quelques définitions des matériaux amorphes Contrairement à la majorité des matériaux métalliques, l’arrangement atomique des matériaux amorphes n’est pas cristallin ; ils ne présentent pas de structure cristalline et correspondent à l’état d’un liquide gelé. À la différence des verres d’oxyde classiques (verre à vitre) où les entités constituantes sont des molécules d’oxyde (type SiO2), les entités constituantes sont ici des atomes, principalement d’éléments métalliques (fer, cobalt, nickel,…), d’où la terminologie : amorphes métalliques ou verres métalliques. Aussi leurs propriétés générales sont-elles du même type que celles observées pour les alliages métalliques : conducteur électrique, thermique, opaque au rayonnement visible…, mais les grandeurs qui caractérisent ces propriétés sont sensiblement différentes de celles mesurées dans l’état cristallisé. Ces matériaux peuvent être élaborés par différentes voies à partir du gaz ou du liquide. Nous ne retenons ici que ceux provenant de la phase liquide. Les premiers verres métalliques de cette catégorie ont été obtenus lors d’études visant à mettre en évidence des possibilités de déplacer les courbes de limite de solubilité à l’état solide, présentes dans les diagrammes de phases d’alliage binaire du type or-silicium ou argent-cuivre, c’est-à-dire des diagrammes présentant un eutectique. Il s’agit de faire passer un alliage métallique de l’état liquide à l’état solide assez rapidement, de façon à éviter que ne se produisent les phénomènes classiques de solidification : germination et croissance. Ainsi, on obtient un matériau ne présentant pas de structure cristalline ordonnée au-delà de quelques distances 852

18.2 Notions générales


sur les verres métalliques

interatomiques, et à une échelle supérieure il n’existe pas de grains et par suite pas de joints de grains ; éléments qui gouvernent les propriétés macroscopiques.

18.2.2 Matériaux instables Au critère structural on associe généralement un critère thermodynamique. Les verres métalliques correspondent à un état métastable et dégénéré de l’alliage : métastable car l’énergie libre du système est supérieure à celle du même système à l’état cristallisé, et dégénéré car il existe plusieurs états possibles du système métastable (figure 18.2). Les conséquences, en termes d’utilisation du matériau, sont les suivantes : • par un recuit thermique à température suffisamment élevée, température de recristallisation dont la valeur se situe environ au tiers de la température de fusion, les verres métalliques évoluent (figure 18.2 (C)) lors du refroidissement de manière irréversible vers l’état cristallisé ; de ce fait, les propriétés liées à l’état amorphe sont annulées, ce qui peut conduire à une limitation en température pour les applications potentielles ; • sans atteindre cette température de recristallisation, les verres métalliques peuvent relaxer (figure 18.2 (R)) dans d’autres états amorphes compte tenu de leur multiplicité, ce qui peut donner lieu à des traitements thermiques particuliers pour améliorer une propriété particulière en vue d’applications. C’est le cas, par exemple, quand on recherche une très grande perméabilité magnétique.


D

C G R

Amorphe

Cristal V Figure 18.2 – R : phénomène de relaxation structurale ; C : phénomène de recristallisation ; G : enthalpie libre du système ; V : grandeur caractérisant l’état du matériau (par exemple le volume libre).

18.2.3 Composition des verres métalliques Les premiers verres métalliques étaient des alliages or-silicium. Très rapidement, d’autres alliages d’abord binaires puis ternaires furent l’objet d’étude d’amorphisation. La très large gamme d’alliages amorphisables conduit à retenir les critères suivants : • en ce qui concerne les alliages binaires, l’amorphisation est facilitée quand on se rapproche de la composition d’un alliage eutectique ; l’alliage type répondant à cette condition Fe80B20, en pourcentage atomique ; 853

18.3 Principales techniques d’obtention


des verres métalliques

• plus le nombre d’éléments d’alliage augmente, plus il est facile d’obtenir un système amorphe stable. L’obtention de verre métallique mono-élément (fer pur par exemple…) n’est pas possible par trempe depuis l’état liquide ; d’autres procédés tels que le dépôt en phase vapeur permettent leur élaboration, mais les quantités obtenues limitent les applications. Ces remarques conduisent à proposer pour les verres métalliques la formulation générale suivante (en pourcentage atomique) : (Métal de transition) 75-80 (Non-métal) 25-20 où « métal de transition » peut être un ou des éléments tels que fer, cobalt, nickel, chrome,…, et « non-métal » peut être un ou des éléments tels que bore, phosphore, carbone, silicium… Cependant, certains alliages amorphes, ayant fait l’objet d’études, ne contiennent pas de non-métal (ou métalloïde) comme, par exemple, Zr70Be30, Cu60Zr40,… ; mais ici les rayons atomiques des constituants métalliques sont notablement différents.

18.3 Principales techniques d’obtention des verres métalliques 18.3.1 Principe d’obtention Il s’agit de faire passer rapidement un alliage métallique de l’état liquide à l’état solide en évitant la cristallisation. La viscosité évolue de manière continue, contrairement à ce qui se passe en cas de cristallisation, comme indiqué sur la figure 18.3. Selon la loi de refroidissement du liquide surfondu, il apparaît différentes températures de gel Tg correspondant au passage d’une valeur de la viscosité, significative de l’état solide. Par ailleurs, l’objectif étant d’éviter la cristallisation, l’évaluation des vitesses de refroidissement à atteindre peut être faite en prenant en compte l’allure des diagrammes TRC (Transformation en Refroidissement Continu) connus des métallurgistes (figure 18.4). L’ordre de grandeur à retenir est 105 à 106 K/s pour les compositions indiquées au souschapitre 18.2 paragraphe 18.2.3. T f – T n⎞ - conduit à un critère de faisabilité : la En général, l’estimation de cette vitesse ⎛ ------------------⎝ t ⎠ n valeur est accessible ou non technologiquement par le procédé d’élaboration envisagé. On note à ce stade que les vitesses de refroidissement requises sont telles qu’il n’est pas envisageable d’élaborer des verres métalliques de forte épaisseur, le cœur du produit ne pouvant être refroidi assez rapidement.

18.3.2 Techniques utilisées et matériau obtenu Depuis les premières tentatives d’élaboration, les techniques qui sont ensuite devenues des technologies complexes, ont sensiblement évolué passant de procédés discontinus.

Les diverses possibilités Procédés discontinus Dans une première période, les techniques conduisaient à l’obtention de matériaux en très petites quantités par des procédés discontinus : il s’agissait de solidifier rapidement une goutte de métal liquide. Le matériau est élaboré en projetant une goutte de métal liquide sur une surface froide (température ambiante) : la vitesse de refroidissement est 854




η

Cristal Amorphe

Tg

Tg (1)

(2) (3)

Cristallisation

Liquide 0,5

Tr = T/Tm

D

Tr = T/Tm = Température réduite


η = Viscosité

1

Figure 18.3 – Viscosité en fonction de la température réduite. Tm est la température de cristallisation ; Tg est la température de transition vitreuse. (1) : solidification avec cristallisation. (2), (3) : formation de verres de difficulté croissante.

Liquide T Tf

Tn

Cristal

Amorphe tn

t

T : Température t : temps

Figure 18.4 – Schéma d’une courbe de Transformation en Refroidissement Continu (TRC). effectivement élevée, de l’ordre de 106 K/s. La géométrie du produit obtenu est celle d’un petit disque de quelques dizaines de micromètres d’épaisseur, ce qui ne permet pas d’envisager des applications de type industriel. 855




Melt-spinning : production de rubans Au début des années 80, de nombreux procédés d’élaboration permettant de fabriquer un matériau de manière continue ont été testés ; mais celui qui est le plus développé consiste à projeter un jet de métal liquide sur une surface froide en mouvement (en anglais, technique dite « melt-spinning ») : cette surface est généralement celle d’une roue de diamètre variable ou d’une bande métallique. La figure 18.5 (a) permet de distinguer les divers paramètres qu’il faut maîtriser pour contrôler la fabrication. Cette technique permet d’obtenir un matériau sous forme de ruban, c’est-à-dire d’une longueur sans limite, d’une largeur de quelques millimètres à quelques centimètres et d’une épaisseur de l’ordre de 20 à 50 μm. Cependant, selon que l’on veut obtenir un ruban étroit (largeur inférieure à 10 mm) ou un ruban large, la technologie est sensiblement différente.

Melt-spinning : production de fils La figure 18.5 (b) présente un autre procédé qui permet d’obtenir un produit à symétrie cylindrique, c’est-à-dire un fil de diamètre qui n’excède pas 100 à 150 µm, afin de conserver un état amorphe. On retrouve les mêmes éléments que dans la figure 18.5 (a). Ici, le transfert thermique se fait dans un liquide de trempe 4 situé à l’intérieur de la roue creuse qui est animée d’un mouvement de rotation dont la vitesse doit être réglée en fonction du débit de métal liquide pour obtenir un fil de dimension constante. Compte tenu des propriétés et, selon les applications visées, l’une des formes, ruban ou fil, peut s’avérer plus intéressante. Les verres métalliques ne peuvent être fabriqués dans des épaisseurs supérieures à 50 µm environ. Cette limite est un avantage quand on note que cette dimension est obtenue directement par coulée à partir de l’état liquide, alors qu’un processus plus classique de laminage nécessiterait une grande énergie pour un même résultat.

Produit obtenu Le contrôle de l’état amorphe doit être fait pour s’assurer des propriétés particulières du matériau. Selon qu’il s’agit d’une étude de laboratoire ou d’un contrôle de fabrication, les techniques mises en œuvre peuvent différer. De manière générale, les caractérisations de nouveaux systèmes vitreux nécessitent l’utilisation de plusieurs techniques d’analyses, qu’elles soient microscopiques ou macroscopiques. Sans vouloir faire une classification exhaustive, rappelons les techniques suivantes : • les techniques de sondes locales permettant d’atteindre des informations sur les distances interatomiques ainsi que les paramètres décrivant l’environnement atomique des atomes des constituants (diffractions de rayons X, de neutrons, d’électrons ; résonance magnétique nucléaire,…) ; • les techniques de mesures macroscopiques : mesure de la densité du matériau, analyse thermique différentielle, mesure d’aimantation,… permettant une approche globale de l’état amorphe. Lorsque ces mesures sont effectuées en fonction de la température, on détecte la transition de l’état amorphe vers l’état cristallin. La densité des verres métalliques est difficile à mesurer du fait que, d’une part ce type de mesure est délicat pour des échantillons dont une dimension au moins est faible (ici l’épaisseur), et d’autre part que la géométrie des surfaces de l’échantillon pose des problèmes de mouillabilité. En général, il est désormais admis que la densité d’un verre métallique est légèrement inférieure à celle du même alliage à l’état cristallisé soit ρ verre 856

métallique

= 97 à 99% ρ cristallisé




Inducteur

Creuset Jet de métal fondu

Angle d’inclinaison

A Bulbe B

Ruban solidifié

Roue froide

Ruban éjecté par la force centrifuge


D

(a)

5 4 6

1 2

3 (b) Figure 18.5 – Schéma de principe du procédé d’hypertrempe : a : sur roue pour l’obtention de ruban ; b : dans la jante d’une roue pour obtenir du fil. 1 : creuset. 2 : inducteur. 3 : jet de métal liquide. 4 : liquide de trempe. 5 : fil amorphe. 6 : contrôle atmosphère creuset. 857


18.4 Propriétés des verres métalliques

La géométrie du matériau à l’état brut d’élaboration est caractérisée par une légère courbure naturelle liée au fait que les deux faces du ruban ne suivent pas exactement les mêmes lois de refroidissement. En outre, l’observation fait apparaître une face mate qui est celle en contact avec le substrat de trempe et une face brillante.

18.4 Propriétés des verres métalliques Les dimensions du produit ne permettent pas de faire des essais normalisés classiques : il n’est pas possible de réaliser des éprouvettes répondant aux spécifications habituelles comme par exemple pour des essais de traction. Aussi les caractéristiques sont-elles déduites de mesures effectuées sur le matériau se présentant sous la forme imposée par le procédé d’élaboration : ruban large ou étroit, ou fil. Des appareillages de mesure ont dû être imaginés pour tenir compte de cette contrainte technique. Il faut souligner que les propriétés dépendent de la composition chimique et du mode de production incluant l’élaboration et les traitements appliqués ultérieurement.

18.4.1 Propriétés mécaniques Le module de Young Eamorphe de l’alliage est toujours inférieur à celui de l’état cristallisé. On note en général : (Ecristal — Eamorphe)/Emoyen = 20 à 30 %. La valeur de la résistance à la traction est supérieure à celle du matériau cristallisé correspondant. Par exemple, elle atteint 1 500 à 2 000 MPa selon les conditions d’élaboration pour des alliages du type (Fe-Cr) 80 (P-C) 20, soit 4 à 6 fois celle correspondant à l’état cristallisé. L’essai de traction ne fait apparaître qu’un seul comportement élastique, la rupture de l’échantillon se faisant simultanément en plusieurs endroits. Selon le traitement thermique ultérieur, il apparaît une évolution de cette grandeur mais le comportement reste le même tant que la température de traitement reste inférieure à celle conduisant à une recristallisation. La dureté est délicate à mesurer directement, compte tenu des dimensions du produit. Cependant, on observe des valeurs cohérentes avec la haute limite d’élasticité, qui sont de l’ordre de 1 000 en indice de dureté Vickers. Cette caractéristique est intéressante pour des applications où les qualités de frottement sont recherchées. À titre indicatif le tableau 18.1 donne les valeurs caractéristiques qui peuvent être atteintes avec un alliage particulier dans l’état brut d’élaboration. Il est nécessaire, pour l’utilisation de ces caractéristiques mécaniques à des fins de comparaison avec d’autres matériaux, de calculer les grandeurs spécifiques, c’est-à-dire rapportées à la densité.

Tableau 18.1 – Exemple de caractéristiques mécaniques d’un verre métallique.

Composition (Fe-Cr)80 (P-C)20

858

Dureté HV

Résistance à la traction (MPa)

Module de Young (GPa)

Densité

900 à 1 000

1 800 à 2 000

130

7,2



18.4.2 Propriétés magnétiques Les grandeurs caractérisant le comportement magnétique d’un matériau sont celles extraites de son cycle d’hystérésis et sont à prendre en compte selon le type d’application visée. Les verres métalliques de composition donnée dans le tableau 18.2, appartiennent à la famille des matériaux ferromagnétiques doux, dont le champ coercitif est inférieur à 100 A/m. La surface du cycle d’hystérésis est très faible, comparée à celle de matériau « classique » (du type fer-silicium), ce qui signifie que les pertes magnétiques induites par l’utilisation de tels matériaux seront faibles. Les différentes caractéristiques : température de Curie, aimantation à saturation, champ coercitif, perméabilité magnétique, et coefficient de magnéto-striction dépendent principalement de la composition chimique de l’alliage, du procédé d’élaboration et de l’histoire thermique du matériau. Le tableau 18.2 donne quelques valeurs relatives à des matériaux bruts de coulée, sachant qu’un traitement thermique ultérieur peut améliorer certaines caractéristiques mais peut simultanément réduire les propriétés mécaniques décrites précédemment.


On peut distinguer de manière simplificatrice trois familles d’alliages : • les alliages à base de fer qui ont une aimantation à saturation élevée ; • les alliages à base fer-nickel qui présentent une grande perméabilité ; • les alliages à base cobalt qui peuvent avoir un coefficient de magnéto-striction nul. Comme la particularité des verres métalliques est de pouvoir faire varier de manière continue leur composition chimique, la frontière entre ces trois familles est floue et cela permet d’envisager une large gamme de matériaux à propriété magnétique contrôlée.

Tableau 18.2 – Grandeurs caractéristiques pour quelques alliages amorphes.

Famille

Base fer

Composition chimique (% atomique) Fe80 (B, P, C)20 exemple : Fe80B20 (Fe-Cr)80 (P-C)20

Base fer-nickel Fe40Ni38Mo4B18 Base cobalt

(Co, Fe, Mn)70-76 (Mo, Si, B)30-24

Aimantation à saturation (T)

Champ coercitif (A/m)

Température de Curie (°C)

Magnétostriction

1,6 1,0

8,0 4,5

370 229

30 >0

0,88

8,0

353

>0

0,55 à 0,8

0,3 à 0,5

s (106)

≈0

18.5 Applications – Évolution Au début des années 80, soit vingt ans après les premières productions de ces matériaux et la mise en évidence de leurs propriétés particulières, la liste de leurs applications potentielles était impressionnante. En 2000, il faut noter qu’effectivement des applications 859



très diverses sont apparues mais la quantité produite ne dépasse sans doute pas quelques centaines de tonnes par an dans le monde. Ces applications sont soit directement liées à une des propriétés décrites précédemment, soit à l’association de plusieurs d’entre elles faisant apparaître des performances supérieures en comparaison avec celles d’un matériau cristallisé. Les possibilités de mise en forme par usinage sont limitées car toute opération de ce type amène localement de l’énergie qui peut conduire à une recristallisation, et donc à une perte des avantages liés à l’état amorphe. Donc, en général, les verres métalliques seront utilisés dans la forme déterminée par le mode d’élaboration, sans usinage particulier. Les exemples d’applications qui suivent relèvent du domaine des applications mécaniques et magnétiques.

18.5.1 Propriétés mécaniques Dans le domaine d’utilisation des propriétés mécaniques, la forme ruban, alliée à des performances élevées conduit à des utilisations du type renfort dans des matrices non métalliques. Par ailleurs, la tenue en corrosion liée à la composition chimique peut être du type inoxydable pour des alliages (Fe,Cr)80 (B,P,C)20 déjà cités. Une des principales applications connues à ce jour est le renforcement de bétons par des fibres de verre métallique commercialisées sous la marque Fibralex (groupe St-Gobain). Le matériau se présente sous forme de morceaux de ruban étroit pouvant avoir des longueurs variant de 5 à 30 mm, de largeur 1 à 1,6 mm et d’épaisseur 25 à 30 µm [4]. La mise en œuvre se fait selon diverses techniques, soit pour des éléments préfabriqués, soit pour la réhabilitation ou le renforcement d’ouvrages existants. Plutôt qu’en termes de substitution, il faut envisager ce matériau pour des solutions nouvelles à des problèmes particuliers. La grande souplesse du ruban permet, dans le cas des utilisations en béton projeté par voie sèche, de mettre en œuvre simultanément la matrice et le renfort. La mise en œuvre du béton renforcé est alors tout à fait différente de celle observée dans les solutions classiques nécessitant la pose d’un treillis d’acier soudé. La production de verres métalliques doit ici répondre à des impératifs de tonnage et, dans ce cas, la qualité géométrique ne sera pas aussi élevée que dans le cas des applications de type magnétique.

18.5.2 Propriétés magnétiques Dans le domaine du magnétisme, le nombre d’applications est important, mais la quantité produite reste faible. Compte tenu de la variété des propriétés magnétiques, on peut citer les applications suivantes : • la fabrication des cœurs de transformateurs électriques ; ici les verres métalliques se substituent aux tôles classiques en fer-silicium pour des raisons liées à la faible valeur des pertes par hystérésis, associée à une aimantation à saturation satisfaisante. La limitation dans ce cas résulte de la prise en compte globale du coût de fabrication de ce nouveau transformateur. En effet, c’est un appareil totalement différent dans sa conception d’un modèle classique : le noyau magnétique est constitué par un tore de ruban métallique amorphe et non plus par un empilement de tôles découpées ; • les dispositifs antivols, mis en œuvre par exemple dans les magasins ; c’est la perméabilité magnétique, associée à la géométrie particulière, qui donnent un avantage aux rubans de verre métallique ; • les têtes de lecture des matériels tels que les magnétophones ; ce sont les valeurs de densité de flux magnétique à saturation élevée et la grande perméabilité qui sont utilisées ; • les systèmes de blindage magnétique à cause de leur grande perméabilité ; 860



• les capteurs ou détecteurs ; ce sont les caractéristiques magnéto-strictives qui sont retenues… En conclusion les espoirs mis dans le développement de l’utilisation des verres métalliques au début des années 80 restent entiers aujourd’hui mais les applications font intervenir de trop nombreux critères, comme c’est le cas pour tout matériau dit nouveau, pour ne tenir compte que d’un seul avantage particulier. L’histoire relativement courte de ces matériaux ne peut permettre à ce jour de tirer de conclusion définitive, sachant également que la production peut être vue comme une étape intermédiaire vers d’autres structures, microcristallins par exemple.

18.6 Renseignements pratiques 18.6.1 Bibliographie [1] KLEMENT W., WILLEMS R.H., DUWWEZ P. – Nature, 187, 1960, p. 869. – DUWWEZ P., WILLEMS R.H., KLEMENT W. – J. Appl. Phys., 31, 1960, p. 1136. [2] Les amorphes métalliques. Les Éditions de physique, 1984. [3] Rapidly quenched metals. Proceedings of International Conference – 4 th, 1981, Sendai, publié en 1982 par Japan Institute of Metals – 5 th, 1984, Wurzburg, publié en 1985 par North Holland Physics Publishing Elsevier Science Publishers, Amsterdam – 6 th, 1987, Montréal, publié en 1988 par Elsevier Sequoia SA, Lausanne.


D

18.6.2 Producteurs et distributeurs [4] SEVA (producteur de Fibraflex) BP 176, 71105 Châlon sur Saône www.saint-gobain-seva.com [5] VITROVAC produit par la société VACUUMSCHMELZE www.vacuumschmelze.com [6] E. Ballofet (distributeur des produits Vitovac de Vacuumschmelze). ZA de Pissaloup, rue E.-Branly, 78191 Trappes Cedex.

861


862


Index

Index

A aciers définition, 97 désignation, 99 contrôle, 292 dépôts physiques en phase vapeur (PVD), 287 dépôts chimiques en phase vapeur (CVD), 286 durcissement, 140, 152 aciers à outils, 245 alliés, 297, 301 applications, 296 classification, 247 commercialisation, 304 évolution, 300 limitations d’emploi, 299 normalisation, 257 propriétés, 276 rectification, 272 traitements de surface, 281 traitement de trempe, 251 traitement de revenu, 255 traitement thermique superficiel, 282 traitement thermo-chimique, 283 usinage, 259 aciers à usinabilité améliorée, 240 aciers de base (voir aciers d’usage général) aciers de qualité (voir aciers d’usage général) aciers d’outillage (voir aciers à outils) aciers d’usage général, 105 applications, 131 commercialisation, 133 désignations, 113 évolution, 132 mise en œuvre, 126 normalisation, 113 propriétés, 120

aciers inoxydables, 193 applications, 234 commercialisation, 241 emboutissage, 233 normalisation, 206 nouveaux produits, 236 nuances, 200 propriétés, 211 résistance à la corrosion, 217, 226 soudage, 228 surfaces, 233 traitements thermiques, 207 usinage, 230 aciers rapides, 248, 258, 299, 302 aciers spéciaux (voir aciers d’usage général) aciers spéciaux de construction mécanique, 139 choix, 184 composition, 159 durcissement, 140 évolution, 188 formage, 175 mise en œuvre, 174 normalisation, 160 propriétés d’usage, 169 soudage, 180 traitements thermiques, 155, 181-184 usinage, 178 alliages (définition), 31 alliages à décomposition spinodale, 671 alliages à dispersion d’oxydes, 573, 671 alliages à mémoire de forme, 674, 819 applications, 833, 834 effet mémoire, 827 évolution, 839 fatigue, 831 normalisation, 824 principaux alliages, 820 propriétés, 822-824

863

Index

superélasticité, 824 vieillissement, 832 alliages réfractaires (voir nickel) alliages superréfractaires (voir nickel) aluminium, 347 alimentarité, 380, 481 alliages corroyés, 352, 365 alliages moulés, 354, 373, 457 anodisation, 436, 439 applications, 477 brasage, 425 chaudronnage, 427 coloration, 444 commercialisation, 487 désignation, 352 durcissement, 358 éléments d’addition, 355 entretien, 452 fabrication, 348 fonderie, 457 métallurgie, 355 mise en œuvre, 413 nettoyage, 452 normalisation, 378 nouveaux produits, 484 propriétés, 365, 381 protection, 436, 448 recyclage, 490 résistance à la corrosion, 392 soudage, 420 traitements de surface, 436 traitements thermiques, 356, 359, 361 usinage, 413 aluminiures, 573 amorphes (voir métaux amorphes) argent, 773 applications, 773 normalisation, 814 propriétés, 769 récupération, 784 Arrhénius (loi), 37 austénite résiduelle, 148

bronzes (voir cuivre, alliages) Burgers (vecteur), 20

C carbonitruration, 157, 283 cémentation, 156, 283 cisaillement (module), 56 coalescence, 46 coefficient de diffusion, 41 coefficients d’intensité de contrainte, 68 consolidation, 59 corrosion, 83, 217, 395 caverneuse, 399 électrochimique, 87, 193 feuilletante, 401 galvanique, 403 humide, 87, 193 intergranulaire, 218, 399 par crevasse, 223 par piqûres, 222, 396 protection, 90 sèche, 83, 195 sous contrainte, 225, 401 uniforme, 395 courbes courant-tension, 88, 90 d’endurance, 71 de Pourbaix, 93 TRC, 50, 253 TTT, 48 croissance, 45 cuivre, 643 alliages, 646, 653 alliages spéciaux, 671 applications, 653 mise en œuvre, 652 normalisation, 648 nuances, 643 propriétés, 650, 653 cupro- (voir cuivre, alliages)

D B Bragg (loi), 16 Bravais (réseau), 9

864

Debye-Scherrer (diagramme), 16 défauts cristallins, 18, 25 diagrammes d’équilibre, 31 binaires, 32

Index

Fe-C, 33, 144, 310 Fe-Cr, 195 Fe-Ni, 195 ternaires, 33 diamètre critique de trempe, 51 diffraction rayons X, 16 diffusion, 37 coefficient, 41 dislocations, 20 glissement, 26 montée, 27 source, 30 ductilité, 62 durcissement, 59 par précipités, 143 par solution solide, 60 secondaire ou structural, 52, 61, 255, 361-362

propriétés, 319, 325, 329 soudage, 335 spéciales, 315 trempées, 314 usinage, 334 fragilité, 62 Franck et Read (source), 30

G galvanisation, 587-590, 593, 604 germination, 43 glissement, 26 bande et marche, 57 directions et plans, 58 Goodman (diagramme), 75 grain, 15 joint, 23

E HIJ écrouissage, 61, 79 critique, 80 texture, 82 effet mémoire (voir alliages à mémoire de forme) élasticité, 55

F fatigue, 70 ferrite, 107 Fick (lois), 39 fissuration (vitesse), 72 fluage, 76 fontes, 307 à graphite sphéroïdal, 313, 320 à graphite vermiculaire, 313, 322, 339 applications, 337 bainitiques, 339 blanches, 313, 323 classification, 307, 312 commercialisation, 340 désignation, 101, 315 évolution, 338 grises, 312, 320 malléables, 314, 320 normalisation, 317

Hall-Petch (loi), 61, 140 Herring-Nabarro (fluage), 77 indices de Miller, 10 interstitiel, 19 iridium, 809 applications, 810 propriétés, 809 joint de grain, 23 Jominy (essai), 51, 153, 253

L lacune, 19 laitons (voir cuivre, alliages) Larson-Miller (relation), 77 liaisons atomiques, 5 limite d’élasticité, 55

M macle, 24 magnésium, 679 alliages de corroyage, 689, 694, 702 alliages de moulage, 685, 694, 701 applications, 711

865

Index

commercialisation, 719 composites, 718 corrosion, 705 évolution, 714 magnésium pur, 682 mise en forme, 700 mise en œuvre, 697, 715 normalisation, 692 propriétés, 682, 694 recyclage, 721 traitements de surface, 709 traitements thermiques, 705 maille, 9 maillechorts (voir cuivre, alliages) martensite (transformation), 47, 148, 819 matoplastie, 582, 586, 603 mécanique de la rupture, 65 melt spinning, 856 mémoire de forme (voir alliages à mémoire de forme) métallisation, 586, 600, 605, 606 métallurgie physique, 5 métaux amorphes, 852 applications, 859 évolution, 859 obtention, 854 propriétés, 858, 860 métaux précieux, 769 argent, 773 iridium, 809 normalisation, 814 or, 784 osmium, 813 palladium, 802 platine, 792 propriétés, 769 rhodium, 807 ruthénium, 811 Miller (indices), 10 modules élastiques, 55-56 molybdène, tungstène, 745 alliages, 757 applications, 764 élaboration, 746 évolution, 766 mise en forme, 762 normalisation, 749 propriétés, 749

866

NO nickel, 535 applications, 567 commercialisation, 574 évolution, 571 métallurgie, 542 normalisation, 548 nuances, 535 propriétés, 549 recyclage, 576 résistance à la corrosion, 540, 551, 553 soudage, 563 traitements thermiques, 558 usinage, 564 nitruration, 157 or, 784 applications, 785 normalisation, 814 propriétés, 769 récupération, 792 osmium, 817 applications, 814 normalisation, 814 propriétés, 769, 813 oxydation, 87, 195

P palladium, 802 applications, 803 normalisation, 814 propriétés, 769 passivité, 92 Peïerls (force), 26 perlite, 109 Pilling-Bedworth (rapport), 84 plasticité, 56 platine, 792 applications, 795 normalisation, 814 propriétés, 769 récupération, 802 Poisson (coefficient), 55 potentiel d’électrode, 88 Pourbaix (diagrammes), 93 précipitation (mécanismes), 52 propriétés mécaniques, 53 Pryce-Andrew (diagramme), 199

Index

R recristallisation, 80 textures, 82 réseaux cristallins, 9, 14 paramètres, 14 réseaux de Bravais, 9 résilience, 64 restauration, 80 rhéoformage, 716 rhodium, 807 applications, 809 normalisation, 814 propriétés, 769, 807 rupture, 62 critère, 68 ductile, 63, 65 fragile, 63, 66 mécanismes, 65 ruthénium, 811 applications, 813 normalisation, 814 propriétés, 769

S Schaeffler (diagramme), 230 shérardisation, 582, 586, 603, 606 shoopage, 600 solution solide, 20 structure des métaux, 5 substitution, 19 superalliages (voir nickel) superélasticité, 824 superplasticité, 78, 510 systèmes cristallins (voir réseaux cristallins)

T Taffel (droites), 90 température de transition, 64 ténacité, 62 textures, 82 thixoformage, 716 titane, 495 applications, 529 commercialisation, 533 formage superplastique, 512 mise en forme, 508

normalisation, 499 nouveaux alliages, 532 propriétés, 505 soudage, 525 traitements thermiques, 515 usinage, 523 traction (essai), 53-54 traitements thermiques, 35, 155 traitements thermomécaniques, 79 transformation allotropique, 15 transformation martensitique, 47, 148, 819 TRC (courbes), 50, 252 trempe (diamètre critique), 51 TTT (courbes), 48 tungstène (voir molybdène, tungstène)

VYZ Van der Waals (liaison), 6 verres métalliques (voir métaux amorphes) vitesse de fissuration, 72 Young (module), 55 zinc, 579 alliages de fonderie, 606 commercialisation, 631 galvanisation, 583-585, 587, 604 laminés, 622 moulage, 615 normalisation, 631 propriétés, 582, 610, 612, 623 recyclage, 637 revêtements sur acier, 582 zingage (voir zingage) zingage, 582, 605 électrolytique, 582, 585, 597, 605 par matoplastie, 582, 586, 603, 606 par projection à chaud, 582, 586, 600, 605 zircaloy (voir zirconium) zirconium, 727 applications, 741 classification, 729 commercialisation, 742 mise en œuvre, 740 normalisation, 729 nouveaux produits, 742 propriétés, 730 sécurité, 741 zircaloy, 742

867

TECHNIQUE ET INGÉNIERIE Série Mécanique et matériaux

GESTION INDUSTRIELLE

CONCEPTION

FROID ET GÉNIE CLIMATIQUE

MÉCANIQUE ET MATÉRIAUX

CHIMIE

Michel Colombié et coll.

ENVIRONNEMENT ET SÉCURITÉ

MATÉRIAUX MÉTALLIQUES

EEA

AGROALIMENTAIRE

2 e édition Véritable encyclopédie technique des matériaux métalliques, cet ouvrage traite de tous les types de métaux : • alliages ferreux (aciers et fontes), • métaux et alliages non ferreux (aluminium, titane, nickel...), • métaux et alliages nouveaux (métaux amorphes, mémoire de forme). Après une partie générale rappelant les notions de base de la métallurgie physique, il fournit pour chaque matériau toutes les informations utiles à la connaissance, au choix et à l’utilisation : • compositions et désignations, • propriétés d’usage, • méthodes et caractéristiques de mise en œuvre, • domaines d’application et perspectives, • données commerciales. Cette deuxième édition propose une mise à jour des données et informations relatives aux différents aciers et alliages présentés dans l’ouvrage ainsi que sur les nombreuses normes françaises et européennes. Cet ouvrage est un outil de travail indispensable pour tous les ingénieurs et techniciens (recherche, études, production, achats, etc.) qui sont amenés à travailler avec les matériaux métalliques, quel que soit leur domaine d’activité.

ISBN 978-2-10-053918-5

www.dunod.com

MICHEL COLOMBIÉ Ingénieur de l’École Centrale de Paris et docteur ès sciences, l’auteur a réalisé la majeure partie de sa carrière dans la recherche industrielle sur les matériaux métalliques (CreusotLoire, Usinor, etc.). Il a également été titulaire de la chaire de métallurgie au Cnam.

Materiaux metalliques

Biodeterioration des Materiaux French

Calcul des ponts metalliques

Science des materiaux - Aide Memoire

Materiaux pour la géologie du Radcha

Les materiaux micro et mesoporeux : Caracterisation French

Mecanique Appliquee - Resistance Des Materiaux, Mecanique Des Fluides, Thermodynamique

Connaissance des Procedes Travail en Autonomie Rames d aviron Selection des materiaux par l ingenieur Cambridge Engineering Selector

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