Chapitre 3 - Métaux et Alliages 1 Deuxième Partie 26 octobre 2023 PDF

III – Métallurgie de l’aluminium et de ses alliages Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 1  Le système Al-Cu (a) Diagramme de p...

III – Métallurgie de l’aluminium et de ses alliages Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 1  Le système Al-Cu (a) Diagramme de phase du système Al-Cu. Un simple eutectique côté Al, avec un intermétallique (fragile), Al2Cu. Alliage à la fois important en Phase Composition Phase Com pratique, et de surcroît excellent du [%pds Cu] [%p point de vue recherche & (a) Diagramme de phase du système Al-Cu. (Al) 0 à 5.65 (suite) pédagogie. ✓ 52.5 à 53.7 77.4 ⌘1 70.0 à 72.2 0 77.8 Phase Composition Phase Composition ⌘2 70.0 à 72.1 1 79.7 [%pds Cu] [%pds Cu] ⇣1 74.4 à 77.8 0 83.1 (Al) 0 à 5.65 (suite) ✓ 52.5 à 53.7 77.4 à 78.3 ⇣2 74.4 à 75.2 85.0 ⌘1 70.0 à 72.2 0 77.8 à 84 "1 77.5 à 79.4 ↵2 88.5 70.0 à 72.1 79.7 à 84 ⌘2 ⇣1 74.4 à 77.8 1 0 83.1 à 84.7 "2 72.2 à 78.7 (Cu) 90.6 ⇣2 74.4 à 75.2 85.0 à 91.5 "1 77.5 à 79.4 ↵2 88.5 à 89 "2 72.2 à 78.7 (Cu) 90.6 à 100 (b) Composition des phases du système Al-Cu. (b) Composition des phases du système Al-Cu. Figure II-11 – Diagramme de phase d’équilibre du système Al-Cu. (a) Diagramme de phase du système Al-Cu. Source: ASM International Handbook online, Vol. 3, 2011 ; J.L. Murray, 1985. Chapitre – Diagramme de 3 – Métaux phase etdu d’équilibre Alliages système –Al-Cu. Al & Cu - 2 rnational Handbook online, Vol. 3, 2011 ; J.L. Murray, 1985. Phase Composition Phase Composition [%pds Cu] [%pds Cu] (Al) 0 à 5.65 (suite)  Points triples des diagrammes de phaseC. LE SYSTÈME BINAIRE AL-CU Table II-2 – Typologie et terminologie des points triples. Apparence schématique sur Nom du point triple Réaction lors du refroidissement un diagramme de phase L Eutectique : L ↵+ ↵ ↵ Eutectoïde : ↵ + Péritectique : L+↵ L ↵ Péritectoïde : ↵+ ↵ Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 3  Le système Al-Cu Côté Al du diagramme de phase. On nomme par la lettre q l’intermétallique Al2Cu et par la lettre a la solution solide de Cu dans Al Source: M.F. Ashby & D.R.H. Jones, Engineering Materials Vol. 2, 4th Ed., 2006, Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 4 Elsevier Butterworth.  par le liquidus pour le liquide, par le solidus pour le solide. De façon générale, dans un fuseau biphasé d’un diagramme de phase binaire (mettons entre les phases arbitraires ↵ et pour fixer la notation), la composition des deux phases en présence est fixe : c’est l’intersection de l’horizontale correspondant à la température de l’alliage avec les deux lignes délinéant le fuseau biphasé. La composition des deux phases en présence étant fixe, La loi du levier leur quantité respective est dictée par la composition moyenne de l’alliage ; la relation qui donne celle-ci s’appelle la loi du levier (« lever rule » en anglais). En effet si pour un alliage de C% de B dans A, qui contient deux phases de composition C↵ < C , on doit avoir deux relations. D’une part, la somme des fractions des deux phases doit être égale à 1, qu’elles soient massiques ou atomiques : f↵ + f = 1 (II-4) C. LE SYSTÈME BINAIRE D’autre part, la composition de l’alliage doit être retrouvée dans la moyenne de celle des deux phases en présence : T C = f↵ C ↵ + f C (II-5) De ceci, on peut déduire (simple question d’algèbre) les fractions respectives de chacune des phases en fonction de leurs deux différentes concentrations : C C f↵ = (II-6) fb C C↵ fa C C↵ f = (II-7) C C↵ où fi est la fraction de la phase i par rapport à l’unité utilisée pour la composition C. Par exemple, ↵ si l’unité de mesure de la concentration est le pourcentage massique, fi est la fraction massique de phase i de l’alliage de composition C. Si C est mesurée en fraction ou pour cent molaire, fi est la fraction molaire de phase i par atome ou mole d’alliage. A C↵ C0 C B Le nom de loi du levier de ces équations vient de ce que la quantité de chaque phase, ↵ et Figure ,II-13 – Illustration de la loi du levier. Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 5 est telle que si l’on fait un levier à partir du segment d’horizontale traversant le fuseau biphasé et mélange de deux phases, en proportions données par la loi du levier : qu’on fixe le point de rotation du levier à la concentration (moyenne) de l’alliage, il faut accrocher (i) une solution solide ↵ de cuivre dans l’aluminium solide, aussi notée (Al) et contenant 5 aux deux extrémités des poids dont le rapport des masses est, à l’équilibre du levier, identique de aucuivre, rapport des fractions des phases correspondant à chaque bout du levier — figure II-13. (ii) et la phase ✓ dont la composition est pratiquement celle du composé intermétalliqu (le fuseau correspondant à cette phase intermétallique étant étroit).  C. LE SYSTÈME BINAIRE Le système Al-Cu Pour les 3 alliages Al-4.5 % pds Cu Al-10 % pds Cu a Al-33 % pds Cu quelle est la structure d’équilibre en fonction de la température ? q Figure II-12 – Diagramme de phase partiel du sytème Al-Cu. Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 6 Source: ASM International Handbook online, Vol. 4, 2011. deux phases, en alternance le long d’une horizontale. En outre, il y a un nombre limité d où trois phases coexistent. Les phases en présence peuvent être :  C. LE SYSTÈME BINAIRE Le système Al-Cu Pour l’alliage Al-4.5 % pds Cu la phase (primaire) Al (avec du Cu a en solution solide) est la première à croître: celle-ci apparaît sous forme de dendrites: q Figure II-12 – Diagramme de phase partiel du sytème Al-Cu. Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 7 Source: ASM International Handbook online, Vol. 4, 2011. deux phases, en alternance le long d’une horizontale. En outre, il y a un nombre limité d où trois phases coexistent. Les phases en présence peuvent être :  tionnels 2 256 ( λ v = cste). La vitesse de croissance Introduction augmente à la sciences fortement avec le degré de des matériaux surfusion jusqu’au moment où les phénomènes de diffusion ralentissent le processus. D’une manière générale, on peut dire que toutes ces microstructures deviennent Le système Al-Cu de plus en plus fines à mesure que la vitesse de transformation augmente. L’accélération de la transformation n’est possible que si les transferts de chaleur et de Pour les 2 alliages matières sont rapides, c’est-à-dire que si les distances à parcourir sont petites. C’est pour cette raison que les cristaux se forment presque toujours avec des morphologies Al-4.5 % pds Cu favorables aux phénomènes de transfert, ce qui explique l’apparition de cristaux en Al-10 % pds Cu forme d’aiguilles, de dendrites, de lamelles eutectiques. la phase (primaire) Al (avec du Cu en solution solide) est la première à croître: celle-ci apparaît sous forme de dendrites: FIG. 9.12II-15 Figure Mécanismes de développement – Croissance d’une structured’une dendrite:: (a) dendritique (a)germe germecristallin cristallinsphérique; sphérique(b) dévelop- ; (b) déve- pement d’instabilités loppement à la surface d’instabilités du cristal; à la surface (c) premier du cristal stade de ; (c) premier formation stade de la dendrite; de formation (d) dendrite de la dendrite ; (d) dendrite en cours deendéveloppement cours de développement. (d’après Porter et Easterling, 1981). e Source: W. Kurz, J.P. Mercier, G. Zambelli, Traité des Matériaux, Vol. 1, Introduction à la Science des Matériaux, 3 Édition, Presses Polytechniques et Universitaires Romandes, Lausanne, 2002 ; d’après Porter et Easterling, 1981. Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 8 Text copyright Andreas Mortensen, 2012 51  To summarize, the shapes of the grains and phases produced during transformations reflect a balance between the need to minimize the total boundary energy and the need to maximize the speed of transformation. Close to equilibrium, when the driving force for the transformation is small, the grains and phases are primarily shaped by the boundary energies. Des dendrites Flocons de neige Source: https://www.treehugger.com/macro-photos- FIGURE 7.8 snowflakes-show-impossibly-perfect-designs-4858285 Most metals solidify with a dendritic structure. It is hard to see dendrites growing in metals but they can be seen very easily in transparent organic compounds like camphene which—because they have spherical molecules—solidify just like metals. Source: M.F. Ashby & D.R.H. Jones, Engineering Materials Vol. 2, 4th Ed., 2006, Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 9 Elsevier Butterworth.  C. LE SYSTÈME BINAIRE Le système Al-Cu Pour l’alliage Al-33 % pds Cu les deux phases (primaire) a Al (avec du Cu = a) et Al2Cu (q) vont croître simultanément (croissance couplée): on q forme une structure eutectique Figure II-12 – Diagramme de phase partiel du sytème Al-Cu. Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 10 Source: ASM International Handbook online, Vol. 4, 2011. deux phases, en alternance le long d’une horizontale. En outre, il y a un nombre limité d où trois phases coexistent. Les phases en présence peuvent être :  C. LEcristallin SYSTÈME BINAIRE (b)AL-CU Le système Al-Cu FIG. 9.12 Mécanismes de développement d’une dendrite: (a) germe sphérique; dévelop- pement d’instabilités à la surface du cristal; (c) premier stade de formation de la dendrite; (d) dendrite en cours de développement (d’après Porter et Easterling, 1981). Pour l’alliage Al-33 % pds Cu les deux phases (primaire) Al (avec du Cu = a) et Al2Cu (q) vont croître simultanément (croissance couplée): on forme une structure FIG.Figure 9.13 Mécanisme de développement II-14 – Croissance d’une d’une structure structure eutectique: λ représente la distance entre les eutectique. eutectique Source: W. Kurz, J.P. Mercier, G. Zambelli, Traité des Matériaux, Vol. 1, Introduction à la Science des Matériaux, 3e lamelles d’une même phase. Les flux d’atomes A et B entre les lamelles à travers le liquide sont indi- Édition, Presses Polytechniques et Universitaires Romandes, Lausanne, 2002 qués par les flèches JA et JB. Ces flux se développent à la suite du rejet par α des atomes B dans le liquide. De manière similaire, β rejette des atomes A. tionnels 2 256 ( λ v = cste). La vitesse de croissance Introduction augmente à la sciences fortement avec le degré de des matériaux Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al &surfusion Cu - 11 jusqu’au moment où les phénomènes de diffusion ralentissent le processus. D’une manière générale, on peut dire que toutes ces microstructures deviennent de plus en plus fines à mesure que la vitesse de transformation augmente. L’accélération de la transformation n’est possible que si les transferts de chaleur et de matières sont rapides, c’est-à-dire que si les distances à parcourir sont petites. C’est  C. LE SYSTÈME BINAIRE Le système Al-Cu Pour le troisième alliage Al-10 % pds Cu on a à l’équilibre les deux a structures (d’une puis deux phases): - des dendrites d’Al primaire (a), puis q - l’eutectique (a & q) Figure II-12 – Diagramme de phase partiel du sytème Al-Cu. Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 12 Source: ASM International Handbook online, Vol. 4, 2011. deux phases, en alternance le long d’une horizontale. En outre, il y a un nombre limité d où trois phases coexistent. Les phases en présence peuvent être :  C. LE SYSTÈME BINAIRE La loi du levier T Notez que la loi du levier, qui découle des règles de la thermodynamique, présuppose qu’à chaque instant les phases en fa fb présence puissent adapter leur concentration. Si cela est vrai des liquides car la diffusion y est rapide, cette homogénéisation n’est pas ↵ possible au sein de la plupart des phases solides dans les temps usuellement impartis pour la solidification. A C↵ C0 C B Figure II-13 – Illustration de la loi du levier. mélange de deux phases, en proportions données par la loi du levier : Il en résulte qu’à l’exception de certains systèmes pour lesquels la (i) une solution solide ↵ de cuivre dans l’aluminium solide, aussi notée (Al) et contenant 5. de cuivre, diffusion dans le solide est rapide (soluté interstitiel, dont C dans Fe), (ii) et la phase ✓ dont la composition est pratiquement celle du composé intermétallique (le fuseau correspondant à cette phase intermétallique étant étroit). on observe plutôt l’inverse: une fois formé, le solide ne change plus En dessous de cette température, donc après solidification de l’alliage eutectique, les c tions et les fractions des deux phases qui le composent évoluent un peu avec la températ sa composition. Ce qu’on voit donc quand on observe au microscope effet, les lignes de solvus délimitant le domaine biphasé ↵ et ✓ ne sont pas verticales ; pou loi du levier soit obéie il faut que leurs proportions varient un peu. Si on regarde la ligne de la structure solidifiée est le solide à la concentration qu’il avaitcette concentration est simplement la solubilité maximale du cuivre dans l’aluminium (p quand celle-ci est en présence de la phase ✓. On note que cette solubilité maximale décr quand il avait solidifié, presque sans modification pendant la suite de la température : la phase ↵ s’appauvrit en Cu lorsque la température descend. La compos la phase ✓, elle, reste plus ou moins constante. Ainsi, la fraction de la phase ↵ diminue un fraction de la phase ✓ augmentant puisqu’elle reprend le cuivre libéré par la phase ↵. la solidification et du refroidissement de l’alliage. Si nous considérons à présent un alliage contenant 4.5%pds de cuivre, on voit que la cation commence à une température intermédiaire entre le point de fusion de l’aluminiu température eutectique. Cette température se lit par l’intersection de la verticale corresp à la composition moyenne de l’alliage, CCu = 45%pds, avec le liquidus : elle est de 647 C Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 13 au-dessus de cette température, l’alliage est formé uniquement de liquide, ayant bien sûr la sition moyenne de l’alliage (il n’y a qu’une phase). Juste en dessous de cette température, il très petite fraction de phase ↵ (solide). Lorsque la température baisse encore, la fraction phase solide augmente continûment, alors que les concentrations en cuivre des deux phas liquide) augmentent. À 569 C, la température atteint celle du solidus à la concentration de CCu = 4.5%pds. La fraction liquide devient alors nulle : la solidification est, selon le diagra phase, à présent complète. L’alliage est alors devenu un alliage monophasé de 4.5%pds d  C. LE SYSTÈME BINAIRE La microségrégation, ou ségrégation mineure L’alliage contient de ce fait des gradients de concentration voire des phases non prévues par le diagramme de phase: c’est la ségrégation mineure ou microségrégation (microsegregation). a Ceci fait que dans l’Al-4.5 % pds Cu la phase q est formée (à la température eutectique) pendant la solidification de q l’alliage. Figure II-12 – Diagramme de phase partiel du sytème Al-Cu. Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 14 Source: ASM International Handbook online, Vol. 4, 2011. deux phases, en alternance le long d’une horizontale. En outre, il y a un nombre limité d où trois phases coexistent. Les phases en présence peuvent être :  Notion de base: la microségrégation, ou ségrégation mineure Micrographie d’Al-4.5 % pds Cu brut de coulée, la couleur y est fonction de la teneur en Cu dans la phase a: on y distingue des dendrites avec des gradients de concentration et la phase q = Al2Cu (en vert) au sein d’un eutectique. Cette phase q est hors équilibre, tout comme les gradients de concentration au sein du solide. 100 µm Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 15  Notion de base: la capillarité Les surfaces et interfaces sont des lieux d’énergie locale plus élevée car les liaisons atomiques y sont généralement moins stables. Leur création est donc accompagnée d’un excédent d’énergie: c’est l’énergie de surface ou d’interface g (J/m2). Notez que 1 J/m2 = 1 N/m; cette énergie de surface/interface se traduit par une tension de surface/interface (quand elle est isotrope; quand elle dépend de l’orientation de la surface la situation est plus complexe): Il faut, pour créer 1 m2 de surface, tirer sur 1 1 m2 1 m2 m avec une force F = g (J/m2) = g (N/m) Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 16  Notion de base: la maturation liée à la capillarité Donc dans une sphère de matière entourée par une surface ou interface d’énergie surfacique g , la matière au sein de la sphère est soumise à une surpression ∆P donnée par le simple équilibre de forces πR2 ∆P = 2πRg avec pour résultat: P g Sphère de ∆P = 2g/R. rayon R Ceci augmente l’énergie libre G du solide de ∆P = 2g/R fois son volume spécifique (=volume + ∆P par unité de masse, par mole, P selon la définition de G) Plus R est faible, donc, moins la phase dans la sphère est stable. Pour une surface quelconque on a ∆P = gC où C est la courbure (positive ou négative en m-1) de la surface. Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 17 https://www.kidsmathgamesonline.com/pictures/shapes/spherecutinhalf.html  Notion de base: la maturation liée à la capillarité Question: j’ai deux ballons faits de caoutchouc ayant une contrainte d’écoulement (élastique) constante, gonflés avec l’un plus petit que l’autre. Ils sont soudain reliés par une paille: que se passe-t-il ? g (J/m2) Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 18 https://www.kidsmathgamesonline.com/pictures/shapes/spherecutinhalf.html  Notion de base: la maturation liée à la capillarité Réponse: la surpression ∆P = 2g/R est plus grande dans le plus petit des deux ballons, lequel va donc se vider dans le plus grand des deux. Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 19 https://www.kidsmathgamesonline.com/pictures/shapes/spherecutinhalf.html  alle frei in einen Hohlraum hinein, tungssinn ihrer Eigenrotation, dem Spin, unterschei- henräume nicht ausgefüllt werden, den müssen 1). enbäume« auch bei einem reinen chtbar. Bild 1.33 zeigt Dendriten, Nähern sich zwei Atome bis auf den kleinstmögli- hase im Vakuum gewachsen sind. chen Gleichgewichtsabstand x0 (siehe Bild 1.4), so Notion de base: la maturation liée à la capillarité geraten die einzelnen Elektronen zunehmend auch (cas des dendrites) in den Wirkungsbereich des jeweils anderen Atom- chaften der Metalle kerns. Die Folge davon ist, dass statt des einen Ener- gieniveaus nunmehr zwei dicht beieinander liegen- Atome begründet eine Reihe von de Energiezustände für jedes Elektron möglich sind. Metalle, wie auf S. 1 angedeutet. Bild 1.34 zeigt schematisch die Verhältnisse für zwei elektrische und thermische Leitfä- Energieniveaus, wobei die Wechselwirkung zwi- gute plastische Verformbarkeit. schen den beiden Atomen sich auf dem äußeren, hö- heren Niveau stärker ausprägt. che und thermische haften Energie der Elektronen sche Leitfähigkeit che Leitfähigkeit der Metalle be- Beweglichkeit der Valenzelektro- Elektronen das Wirkungsfeld eines lassen können, um in das Feld ei- langen,Figure II-17 müssen sie aber–einen Maturation an- de dendrites planes (vues en transmission entre deux plaques de verre). Les images ont été prises 1, 3 et 5 min après la formation de dendrites. tand annehmen. Source: K.A. Jackson, Kinetic Processes: Crystal Growth, Diffusion, and Phase Transitions in Materials, Wiley-VCH, x0 2004. Atomabstand x en stellt der unterschiedliche Spin der Bild 1.34 Chapitre 3 – Métaux et Alliages en bereits zwei verschiedene Energie- – Al & Cu - 20des Energieniveaus von Elektronen eines Atoms Aufspaltung in der Nähe eines zweiten Atoms (schematisch)  La maturation est le phénomène par lequel des éléments de phase solide (bras de dendrite, etc) s’arrondissent et grossissent dans le temps pour diminuer l’énergie interfaciale présente ; un exempleNotion de base: de maturation d’unelastructure maturation liée àestladonné dendritique capillarité en figure II-17. La maturation est, en termes simples, l’évolution d’une structure fine vers une structure grossière. Cette évolution est causée par l’excédent d’énergie contenue dans les interfaces : pour diminuer l’énergie du système, la maturation décroît l’aire des interfaces par unité de volume du matériau. La vitesse (ou cinétique) de la maturation est souvent régie par la diffusion. L’analyse mène alors à la conclusion que la dimension moyenne des éléments de microstructure considérés (séparation moyenne des bras de dendrite par exemple, ou diamètre moyen des bulles dans une mousse), suit la loi : 3 3 0 =Kt (II-9) où t est le temps, est la valeur de 0 à t = 0, et K est une constante qui dépend de la température et du système considéré. En solidification, la séparation moyenne des bras de dendrite, , est de fait généralement gouver- née par la maturation. Celle-ci augmente sensiblement au-dessus de sa valeur formée initialement ( 0 ) pendant le temps de solidification tf : 0 lorsque t = tf. On a donc 3 3 0 ⇡ 3 , ce qui permet d’écrire : Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 21 1/3 ' K 0 tf (II-10) p où K = K est une autre constante dépendante du système. Le temps de solidification étant 0 3 inversement proportionnel à la vitesse de refroidissement, on peut aussi écrire :  alle frei in einen Hohlraum hinein, tungssinn ihrer Eigenrotation, dem Spin, unterschei- henräume nicht ausgefüllt werden, den müssen 1). enbäume« auch bei einem reinen chtbar. Bild 1.33 zeigt Dendriten, Nähern sich zwei Atome bis auf den kleinstmögli- hase im Vakuum gewachsen sind. chen Gleichgewichtsabstand x0 (siehe Bild 1.4), so Notion de base: la maturation liée à la capillarité geraten die einzelnen Elektronen zunehmend auch (cas des dendrites) in den Wirkungsbereich des jeweils anderen Atom- chaften der Metalle kerns. Die Folge davon ist, dass statt des einen Ener- gieniveaus nunmehr zwei dicht beieinander liegen- Atome begründet eine Reihe von de Energiezustände für jedes Elektron möglich sind. Metalle, wie auf S. 1 angedeutet. Bild 1.34 zeigt schematisch die Verhältnisse für zwei elektrische und thermische Leitfä- Energieniveaus, wobei die Wechselwirkung zwi- gute plastische Verformbarkeit. schen den beiden Atomen sich auf dem äußeren, hö- heren Niveau stärker ausprägt. che und thermische haften Energie der Elektronen sche Leitfähigkeit che Leitfähigkeit der Metalle be- Beweglichkeit der Valenzelektro- Elektronen das Wirkungsfeld eines lassen können, um in das Feld ei- langen,Figure II-17 müssen sie aber–einen Maturation an- de dendrites planes (vues en transmission entre deux plaques de verre). Les images ont été prises 1, 3 et 5 min après la formation de dendrites. tand annehmen. Source: K.A. Jackson, Kinetic Processes: Crystal Growth, Diffusion, and Phase Transitions in Materials, Wiley-VCH, x0 2004. Atomabstand x en stellt der unterschiedliche Spin der Chapitre Bild 1.34 l – l = K t (≈ l3) 3 o 3 en bereits zwei3verschiedene – Métaux etEnergie- Alliages – AlAufspaltung & Cu - 22des Energieniveaus von Elektronen eines Atoms in der Nähe eines zweiten Atoms (schematisch)  Notion CHAPITRE II. de base: la maturation L’ALUMINIUM liée à la capillarité (cas des dendrites) Figure II-18 – Espacement de bras de dendrites des alliages Al-4.5%pds Cu en fonction du temps de solidification. Source: ASM International Handbook online, Vol. 9, 2005 ; M.C. Flemings, 1991 Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 23 En pratique il est raisonnable de supposer que la phase solide ne connaît tout simplement pas la diffusion. On ne respecte dès lors plus la loi du levier. Prenons pour simplifier (cela ne change  Résumé: les microstructures d’alliage brutes de coulée C. LE SYSTÈME BINAIRE AL-CU (= qui résultent de la solidification sans traitement ultérieur) Phases présentes (ségrégation mineure): la microstructure peut montrer d’autres phases que celles dictées par le diagramme de phase, et va généralement contenir des gradients de concentration au sein des phases présentes. Echelle de la microstructure (maturation): sera d’autant plus fine que la vitesse de solidification (= intensité du refroidissement lors de la solidification) est élevée. C 0 t0 Cmax Cmax t Aux grandes vitesses de solidification on peut même C C0 voir d’autres phases que celles prédites par le Cmin 0 Cmin diagramme de phase (voire une structure amorphe). A A0 x Figure II-21 – Ségrégation mineure et homogénéisation. Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 24 Text copyright Andreas Mortensen, 2012 59  C. LE SYSTÈME BINAIRE Le système Al-Cu Pour Al-4.5 % pds Cu après coulée on soumet généralement l’alliage à un a traitement thermique d’homogénéisation: on donne le temps à la diffusion en phase solide de ramener la structure à q celle dictée par le diagramme de phase: la phase a partout, à la concentration moyenne de 4.5 % pds Cu. Figure II-12 – Diagramme de phase partiel du sytème Al-Cu. Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 25 Source: ASM International Handbook online, Vol. 4, 2011. deux phases, en alternance le long d’une horizontale. En outre, il y a un nombre limité d où trois phases coexistent. Les phases en présence peuvent être :  C. LE SYSTÈME BINAIRE Le système Al-Cu Pour Al-4.5 % pds Cu après coulée on soumet généralement l’alliage à un a traitement thermique d’homogénéisation: on donne le temps à la diffusion en phase solide de ramener la structure à q celle dictée par le diagramme de phase: la phase a partout, à la concentration moyenne de 4.5 % pds Cu. On chauffe donc là Figure II-12 – Diagramme de phase partiel du sytème Al-Cu. Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 26 Source: ASM International Handbook online, Vol. 4, 2011. deux phases, en alternance le long d’une horizontale. En outre, il y a un nombre limité d où trois phases coexistent. Les phases en présence peuvent être :  C. LE SYSTÈME BINAIRE Le système Al-Cu.. tout en restant en-dessous de la température eutectique car sinon la structure eutectique a fond, puis la microstructure évolue par maturation rapide. Ceci donne une structure dite brûlée, fragile car contenant une q phase fragile (Al2Cu) aux joints de grains, difficile à homogénéiser car son échelle est devenue moins fine. Figure II-12 – Diagramme de phase partiel du sytème Al-Cu. Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 27 Source: ASM International Handbook online, Vol. 4, 2011. deux phases, en alternance le long d’une horizontale. En outre, il y a un nombre limité d où trois phases coexistent. Les phases en présence peuvent être :  CHAPITRE II. L’ALUMINIUM Le système Al-Cu Exemple d’alliage “brûlé”. Figure II-20 – Micrographie d’un alliage Al-Cu-Mg brûlé, c’est-à-dire dont l’eutectique a fondu et donc dont la microstructure a fortement grossi. Source: I.J. Polmear, Light Alloys: from traditional alloys to nanocrystals, Butterworth-Heinemann, 2006. Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 28 (iv) Une solution solide homogène du cuivre dans l’aluminium est la structure stable de l’alliage Al-4.5%pds Cu au dessus de la ligne de solvus, d’environ 510 C pour cet alliage, figure II-12. La mise en solution et l’homogénéisation consistent donc à chauffer l’alliage à une température  C. LE SYSTÈME Notion de base: la cinétique des transformations BINAIRE AL-CU de phase La thermodynamique mesure et prédit la propension d’une transformation à avoir lieu, par le signe et l’ampleur de ∆G. La cinétique mesure et prédit la vitesse à laquelle elle a lieu. Figure II-25 – Variation de la fraction volumique de phase f en fonction du temps. Notez que la vitesse de transformation est simplement donnée par la pente de la courbe à chaque moment donné. Source: W. Kurz, J.P. Mercier, G. Zambelli, Traité des Matériaux, Vol. 1, Introduction à la Science des Matériaux, 3e Édition, Presses Polytechniques et Universitaires Romandes, Lausanne, 2002. Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 29 où V et A sont le volume et l’aire de surface externe de la pièce, ⇢ la densité, et cp la capacité calorifique de l’alliage en [J · kg 1 · K 1 ]. Si à t = 0, la température initiale de la pièce est T0 , la  C. LE SYSTÈME BINAIRE AL-CU Notion de base: la cinétique des transformations de phase Transformations de phases 251 Près de l’équilibre la force motrice (∆G) est faible: la transformation est lente; près de 0K tout processus activé thermiquement est ralenti: la transformation est lente. Figure II-22 – Vitesse FIG. 9.8 degermination Vitesse de germination d’une de I en fonction phase en fonction la température de laesttempérature. T. Celle-ci nulle à T m et passe par Source: W. un Kurz, J.P. Mercier, maximum T = 0 K. Traité des Matériaux, Vol. 1, Introduction à la Science des Matériaux, 3e G.etZambelli, entre T m Édition, Presses Polytechniques et Universitaires Romandes, Lausanne, 2002. Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 30 la transformation à l’état solide comme les transformations eutectoïdes. Ainsi, dans la transformation de l’austénite en perlite lamellaire qui intervient dans les aciers eutectoïdes (0,8% C) ou hypoeutectoïdes, la germination d’une lamelle de ferrite α et  induisent la formation d’un grand nombre de germes hétérogènes, ce qui permet de contrôler la taille des grains. Le mécanisme d’action de ces agents de germination n’est pas connu avec précision. Dans certains cas (germination chimique), il se pro- duit une réaction chimique entre l’agent inoculant et le matériau fondu avec forma- Notion tion in situ de base:hétérogènes. de germes la cinétique des transformations de phase Les phénomènes de germination homogène ou hétérogène, qui se produisent Transformation dans les matériaux lors de l’amorçage d’une transformation, sont souvent qualifiés de phénomènes de germination primaire pour les distinguer des phénomènes de isotherme: germination secondaire qui interviennent dans certains cas (polymères), lors de la croissance. courbe sigmoïdale de la fraction transformée 9. 3.3f Croissance en de phase à l’échelle atomique fonction du temps t Après formation d’un germe stable, la croissance de la nouvelle phase se fait par adjonction d’atomes ou de molécules à l’interface qui délimite la phase mère de la phase en formation. Il se produit un flux d’atomes ou de molécules de la phase mère vers la phase en développement, mais il y a également un flux d’atomes ou de molé- cules en sens inverse. Il n’ y a croissance que si le flux d’atomes ou de molécules vers la phase en formation est plus élevé. La vitesse de croissance est en grande partie Figure II-23 – Diagramme TTT (Température Temps Transformation) schématique. Source: W. Kurz, J.P. Mercier, G. Zambelli, Traité des Matériaux, Vol. 1, Introduction à la Science des Matériaux, 3e Édition, Presses Polytechniques et Universitaires Romandes, Lausanne, 2002. Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 31 Text copyright Andreas Mortensen, 2012 61  d’une lamelle de cémentite Fe3C se produit par germination hétérogène aux j grains. La densité de germination [m–3] détermine la taille des phases transform exemple la taille des grains, fig. 9.5). Celle-ci est une caractéristique importa microstructure. Notion de base: la cinétique Dans un certain nombre de cas, on ajoute au matériau fondu des agents mination (ou agents inoculants). Ceux-ci sont des substances finement divi des transformations deinduisent phasela formation d’un grand nombre de germes hétérogènes, ce qui pe contrôler la taille des grains. Le mécanisme d’action de ces agents de germ n’est pas connu avec précision. Dans certains cas (germination chimique), i Définition du diagramme TTT duit une réaction chimique entre l’agent inoculant et le matériau fondu avec tion in situ de germes hétérogènes. Les phénomènes de germination homogène ou hétérogène, qui se pro dans les matériaux lors de l’amorçage d’une transformation, sont souvent qua phénomènes de germination primaire pour les distinguer des phénom germination secondaire qui interviennent dans certains cas (polymères), lo croissance. 9. 3.3 Croissance de phase à l’échelle atomique Après formation d’un germe stable, la croissance de la nouvelle phase se adjonction d’atomes ou de molécules à l’interface qui délimite la phase mè phase en formation. Il se produit un flux d’atomes ou de molécules de la pha vers la phase en développement, mais il y a également un flux d’atomes ou d cules en sens inverse. Il n’ y a croissance que si le flux d’atomes ou de molécu Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 32 la phase en formation est plus élevé. La vitesse de croissance est en grand Figure II-23 – Diagramme TTT (Température Temps Transformation) schéma Source: W. Kurz, J.P. Mercier, G. Zambelli, Traité des Matériaux, Vol. 1, Introduction à la Scien Édition, Presses Polytechniques et Universitaires Romandes, Lausanne, 2002.  grains. Figure II-22 – Vitesse –3 La densité de germination Source: W. un Kurz, ] détermine [mde germination J.P. Mercier, maximum G.etZambelli, entre T m la taille des phases tran d’une phase en fonction de la température. FIG. 9.8 Vitesse de germination I en fonction de la température T. Celle-ci est nulle à T m et passe par T = 0 K. Traité des Matériaux, Vol. 1, Introduction à la Science des Matériaux, 3e Édition, Presses Polytechniques et Universitaires Romandes, Lausanne, 2002. exemple la taille des grains,la fig. 9.5). Celle-ci est une caractéristique im transformation à l’état solide comme les transformations eutectoïdes. Ainsi, dans microstructure. Le diagramme TTT la transformation de l’austénite en perlite lamellaire qui intervient dans les aciers eutectoïdes (0,8% C) ou hypoeutectoïdes, la germination d’une lamelle de ferrite α et Dans un certain nombre grains.de cas, on ajoute au matériau fondu des a d’une lamelle de cémentite Fe C se produit par germination hétérogène aux joints de 3 Donne les lignes de début (f θ " −−−−> θ (CuAl2 ) Il est abondamment Ti(CuAl2 Li) utilisé en pratique; " δ −−−−>δ (AlLi) les séquences de Cu Cu–Be Zones (disks) −−−− γ " −−−− γ (CuBe) Cu–Co Zones (spheres) −−−− β précipités peuvent Fe Fe–C ε-Carbide (disks) −−−− Fe3 C(“laths”) être complexes Fe–N α "" (disks) −−−− Fe4 N (comme pour Al-Cu) Ni Ni–Cr–Ti–Al γ " (cubes) −−−− γ (Ni2 Ti) Source: M.A. Meyers and K.K. Chawla, Mechanical Behavior of Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 49 Materials 2nd Ed., Cambridge University Press, 2009 general aging sequence as follows: supersaturated solid solution → transition structures → aged phase.  Le système Al-Mg Le durcissement structural requiert certaines caractéristiques de la part de l’alliage: une solubilité qui décroît avec la température d’éléments formant une seconde phase que cette seconde phase précipite avec une cinétique (diagramme TTT) permettant de tremper l’alliage et de la faire apparaître à des temps et températures praticables Ce durcissement a aussi une limitation importante: on ne peut utiliser l’alliage à des températures où agit la maturation. Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 50  Le système Al-Mg Le durcissement structural requiert aussi des précipités qui durcissent l’alliage efficacement. Les alliages Al-Mg fournissent un exemple de système où ce mécanisme de durcissement est inefficace pour cette (seule) raison. Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 51 (a) Diagramme de phase du système Al-Mg. Phase Composition  Le système Al-Mg La solubilité de Mg dans la phase solide a décroît bien avec la température... Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 52 (a) Diagramme de phase du système Al-Mg. Phase Composition  solubility for V). Finally, magnesium alloys can be solution strengthened with Li, Al, Ag, and Zn, which dissolve in Mg between 2 and 5 wt%. Le système Al-Mg... et la cinétique de précipitation est a priori OK... mais le durcissement obtenu par formation de précipités n’est pas élevé. On durcit ces alliages de deux autres façons - lesquelles opèrent aussi dans les alliages AlCu. FIGURE 11.2 Semischematic TTT diagram for the precipitation of Mg5Al8 from the Al!5.5 wt% Mg solid solution. Source: M.F. Ashby & D.R.H. Jones, Engineering Materials Vol. 2, 4th Ed., 2006, Elsevier Butterworth. Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 53 Table 11.3 Yield Strengths of 5000 Series (Al!Mg) Alloys Alloy (wt% Mg) σy (MN m22) (Annealed Condition)  CHAPITRE II. L’ALUMINIUM Le système Al-Mg Les dislocations sont entourées d’un champ de contraintes élevées. Les atomes étrangers en solution solide aussi. Figure II-42 – Contraintes dans un cristal contenant une dislocation. Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 54 où « il y a de la place ». De même, un atome de soluté substitionnel plus petit que tendance à remplacer les atomes situés près du demi-plan supplémentaire à la lign en coin, voir figure II-42. On en tire deux conséquences :  CHAPITRE II. L’ALUMINIUM Le système Al-Mg Il en résulte que les dislocations et les atomes en solution solide se repoussent ou s’attirent mutuellement (selon le signe des contraintes et leurs situations réciproques). Répulsion Attraction Dans les deux cas (attraction ou répulsion) les forces qui en résultent interfèrent avec le mouvement des dislocations. Ceci augmente la contrainte requise pour faire avancer les dislocations (= la contrainte d’écoulement de l’alliage). Figure II-42 – Contraintes dans un cristal contenant une dislocation. Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 55 où « il y a de la place ». De même, un atome de soluté substitionnel plus petit que tendance à remplacer les atomes situés près du demi-plan supplémentaire à la lign en coin, voir figure II-42. On en tire deux conséquences :  Le système Al-Mg Et pour la même raison (les dislocations sont entourées d’un champ de contraintes élevées), elles aussi s’attirent ou se repoussent mutuellement. Ceci fait qu’il faut aussi un excédent de contrainte pour faire avancer les dislocations si ces dernières sont en concentration élevée au seinII.du CHAPITRE matériau cristallin qu’on veut déformer. L’ALUMINIUM CHAPITRE II. L’ALUMINIUM Répulsion Figure II-42 – Contraintes dans un cristal contenant une dislocation. Figure II-42 – Contraintes dans un cristal contenant une dislocation. Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 56 où « il y a de la place ». De même, un atome de soluté substitionnel plus petit que leoùsolvant « il y aaura de la place ». De même, un atome de soluté substitionnel plus petit que le solvant a tendance à remplacer les atomes situés près du demi-plan supplémentaire à la ligne tendance de dislocation à remplacer les atomes situés près du demi-plan supplémentaire à la ligne de dislocat en coin, voir figure II-42. On en tire deux conséquences : en coin, voir figure II-42. On en tire deux conséquences : 1. Les atomes, quand ils peuvent migrer, c’est-à-dire à température suffisamment 1. élevée, ont Les atomes, quand ils peuvent migrer, c’est-à-dire à température suffisamment élevée, tendance à migrer vers les dislocations. tendance à migrer vers les dislocations.  tendance à migrer vers les dislocations. 1. Les atomes, quand ils peuvent migrer, c’est-à-dire à température suffisamment élevée, ont en coin, voir figure II-42. On en tire deux conséquences : tendance à remplacer les atomes situés près du demi-plan supplémentaire à la ligne de dislocation où « il y a de la place ». De même, un atome de soluté substitionnel plus petit que le solvant aura Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 57 CHAPITRE II. L’ALUMINIUM Figure II-42 – Contraintes dans un cristal contenant une dislocation. Attraction Figure II-42 – Contraintes dans un cristal contenant une dislocation. CHAPITRE sein du matériau cristallin qu’on veut déformer. élevée II.auL’ALUMINIUM où « il y a de la place ». De même, un atome de soluté substitionnel plus petit que le solvant aura excédent de contrainte pour faire avancer les dislocations si elles sont en concentration tendance à remplacer les atomes situés près du demi-plan supplémentaire à la ligne de dislocation elles aussi s’attirent ou se repoussent mutuellement. Ceci fait qu’il faut de même un en coin, voir figure II-42. On en tire deux conséquences : 1. Les atomes, quand ils peuvent migrer, c’est-à-dire à température suffisamment élevée, ont Et pour la même raison (les dislocations sont entourées d’un champ de contraintes élevées), tendance à migrer vers les dislocations. Le système Al-Mg 2. Les dislocations sont repoussées ou attirées, selon le cas, vers les atomes de soluté. Dans ces deux cas indifféremment il faudra augmenter la force nécessaire pour le mouvement des dislocations. En effet, si un élément de la microstructure repousse une dislocation, il faudra évidemment augmenter la contrainte pour faire avancer celle-ci vers l’élément en question. Si par contre, un élément attire une dislocation, le mouvement de celle-ci vers cet élément en sera  D. DEUX AUTRES SYSTÈMES BINAIRES Le système Al-Mg Et comme les dislocations s’accumulent au sein d’un métal ou alliage qu’on déforme, il se durcit au fur et à mesure qu’on le déforme. C’est l’origine principale de l’écrouissage (work hardening) des métaux et alliages. Figure II-44 – Micrographie au TEM de l’écrouissage : (a) 2% de laminage ; (b) 5% de laminage ; (c) 60% de laminage. Source: J.E. Hatch, Aluminum: properties and physical metallurgy, ASM International, USA, 1984 ; courtesy of Alcan Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 58 International Ltd.  D. DEUX AUTRES SYSTÈMES BINAIRES Le système Al-Mg 2.1 WORK HARDENING AND ANNEALING 35 Durcissement par solution solide et par écrouissage sont tous deux utilisés pour donner aux alliages Al- Mg des propriétés mécaniques attrayantes. Fig. 2.6 Work-hardening curves for the alloys 1100 (99Al), 3003 (Al–1.2 Mn), 5050 (Al–1.4 Figure II-43 – Effet de l’écrouissage sur la résistance en traction et la contrainte d’écoulement. Mg) and 5052 (Al–2.5 Mg) (from Anderson, W. A., in Aluminium, Vol. 1, K. Van Horn (Ed.), Source: I.J. Polmear, Light Alloys: from traditional alloys to nanocrystals, Butterworth-Heinemann, 2006 ; W.A. Anderson, Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 59 in Aluminium,American Vol. 1, Society for Metals, K. Van Horn (Ed.), Cleveland, Ohio, 1967). American Society for Metals, Cleveland, Ohio, 1967. cold-working after ageing are comparitively small, except at very high strains, dislocation en are and approche une autre, often limited by elles auront the poor tendance àofsealloys workability rangerindethis façon à annulerThe condition. leurs champs de contraintes et àuse principal éviter quepractice of this ceux-ci isnefor s’additionnent. some extruded Il and existe de ceproducts drawn fait unesuch forceasempêchant wire, rod une dislocation de seand tube which rapprocher areautre d’une cold-drawn afterdislocations si les deux heat treatment to increase se repoussent, ou une force  Le système Al-Mg Les dislocations représentent un surcroît d’énergie interne pour le cristal qui les contient; elles sont thermodynamiquement instables. Cela se traduit par le fait que, si environ 95-90% de l’énergie dépensée à déformer un métal par déformation plastique est relâchée sous forme de chaleur, environ 5 à 10% de celle-ci est emmagasinée au sein du métal. De ce fait, la structure riche en dislocations caractéristique d’un métal fortement écroui (work hardened metal) a tendance à évoluer pour diminuer la densité de dislocations. Les mécanismes de suppression des dislocations étant activés thermiquement, celle-ci va se faire d’autant plus rapidement que la température est élevée. Ceci a lieu tant pendant, qu’après, la déformation. Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 60  Le système Al-Mg Les dislocations peuvent réduire leur densité (mesurée en m/m3) de deux façons. La première est la restauration (“recovery”): les dislocations de signe opposé (qui de ce fait s’attirent) migrent avec l’aide de l’activation thermique l’une vers l’autre pour réduire leur longueur et se positionner de façons plus stable. La densité de dislocations chute et avec elle la contrainte d’écoulement du métal. L’effet de la restauration sur la contrainte d’écoulement est moins spectaculaire que pour l’autre mécanisme de suppression des dislocations créées par l’écrouissage, à savoir la recristallisation. Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 61  CHAPITRE II. L’ALUMINIUM Le système Al-Mg La seconde est la recristallisation (“recrystallisation”). Celle-ci est la germination et croissance de nouveaux grains, au sein du matériau écroui, ayant la même composition et structure, mais plus stables car comptant bien moins de dislocations. Dans une structure fortement déformée on les reconnait à Figure II-46 – Recristallisation d’un alliage 5182 recuit à 245 C : (a) sans recuit ; (b) après 1 h de recuit ; (c) après 2 h de recuit ; (d) après 3 h de recuit ; (e) après 4 h de recuit ; (f) après 7 h de leur structure equiaxe.recuit. Attaque par solution de Barkers. Source: J.E. Hatch, Aluminum: properties and physical metallurgy, ASM International, USA, 1984 ; Courtesy of B.A. Riggs, Kaiser Aluminum and Chemical Corp. Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Alet& donc Cu - de62la contrainte d’écoulement ⌧ ; ceci dit cette diminution est souvent relative /quelques dizaines de pour cent de la différence entre structure écrouie et structure pleinement recuite). Le second mécanisme de recuit entraîne, par contre, une diminution radicale et soudaine de la contrainte d’écoulement : il s’agit de la recristallisation (« recrystallisation » en anglais). Celle-ci  Le système Al-Mg La recristallisation change D. DEUX AUTRES SYSTÈMES BINAIRES entièrement la structure de grains du matériau. La taille de grain obtenue dépend en particulier du taux d’écrouissage avant recuit: plus il est élevé plus il y aura de sites de germination de nouveaux grains et donc plus les nouveaux grains seront fins. Figure II-47 – Recristallisation en fonction du taux d’écrouissage avant recuit : (a) 0% ; (b) 2% ; (c) 4% ; (d) 6% ; (e) 8% ; (f) 10%. Source: D.G. Altenpohl, Aluminum: technology, applications, and environment, 6th Edition, The Aluminum Association, USA, 1999. Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 63 3. La taille des grains recristallisés diminue quand la quantité de déformation préalable aug- mente. En effet, plus la différence d’énergie entre la structure de départ et la structure d’arri- vée (la force motrice de la transformation) est importante, plus la germination est abondante.  CHAPITRE II. L’ALUMINIUM Le système Al-Mg La recristallisation a aussi besoin pour se produire qu’un certain seuil de déformation ait été excédé au sein du matériau (= qu’il y ait plus qu’une certaine concentration de dislocations). Illustration; notez que (i) les grains sont plus gros là où le métal a été moins déformé (moins de germination) et que (ii) toute la tôle n’a pas recristallisé. Figure II-48 – Pièce emboutie en alliage 5052, recuite après déformation. Source: D.G. Altenpohl, Aluminum: technology, applications, and environment, 6th Edition, The Aluminum Association, USA, 1999. Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 64  Figure II-44 – Micrographie au TEM de l’écrouissage : (a) 2% de laminage ; (b) 5% de laminage ; (c) 60% de laminage. Source: J.E. Hatch, Aluminum: properties and physical metallurgy, ASM International, USA, 1984 ; courtesy of Alcan International Ltd. Le système Al-Mg On peut donc adoucir un métal écroui en le chauffant pour y réduire la densité de dislocations: c’est le recuit (”annealing”) des métaux et alliages (qui produit la restauration et/ou la recristallisation). Le recuit diminue la résistance et augmente la ductilité (et donc va à l’inverse de ce que fait l’écrouissage. Figure II-45 – Courbes de restauration pour une plaque d’aluminium 1100-H18. Source: J.E. Hatch, Aluminum: properties and physical metallurgy, ASM International, USA, 1984 ; Courtesy of Aluminum Company of America. Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 65 Text copyright Andreas Mortensen, 2012 81  Le système Al-Mg La recristallisation a lieu D. DEUX AUTRES SYSTÈMES BINAIRES car à haute température Les mousses sont un système analogue les joints de grain sont mobiles. Etant mobiles, les joints de grain peuvent aussi se mouvoir pour diminuer l’aire de joint de grain volumique au sein du matériau (pour diminuer l’énergie d’interface volumique). Figure II-50 – Maturation de bulles de savon. Source: R. Abbaschian, L. Abbaschian, R.E. Reed-Hill, Physical Metallurgy Principles, Cengage Learning, USA, 2009. Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 66 à la croissance de bulles facilement observables dans les mousses fluides, telles que les mousses de savon ou de bière — figure II-50. Comme nous le verrons plus loin, il est en général (à quelques exceptions près) désirable que la taille des grains des métaux et des alliages soit aussi fine que possible. La phase de croissance des  Source: D.G. Altenpohl, Aluminum: technology, applications, and environment, 6th Edition, The Aluminum Association, USA, 1999. Le système Al-Mg Si quelques grains sont Grain Growth Following Recrystallization 369 nettement plus grands que les autres, on peut avoir ce qu’on appelle une croissance de grain anormale (abnormal grain growth): les gros grains, plus stables que le reste, absorbent tous ceux qui les entourent, menant à un contraste de taille de grain Figure Fig. 11.19.II-49 – Croissance Abnormal anormale. grain growth in Al–1%Mg–1%Mn annealed at 600% C. exagéré. Source: F.J. Humphreys, M. Hatherly, Recrystallisation and related annealing phenomena, Pergamon, Oxford, 1995. Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 67 11.5.1 The phenomenon The84driving force for abnormal grain growth is usually the reduction in grain boundary Text copyright Andreas Mortensen, 2012 energy as for normal grain growth. However, in thin materials an additional driving  Le système Al-Mg Les secondes phases stables (précipités ou autres) sont des obstacles au mouvement des joints de grain (les deux s’attirent car un précipité logé à cheval sur un joint de grain en réduit l’aire et donc l’énergie). Une dispersion de fin précipités est ainsi utilisée pour restreindre la taille des grains formés lors de la recristallisation. Figure II-51 – Précipité à un joint de grain. Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 68  Le système Al-Mg Par écrouissage ou par recuit, on peut donc durcir ou adoucir les métaux et les alliages. La combinaison des propriétés, de résistance mécanique et de ductilité, qui en résulte n’est pas indifférente à la trajectoire de mise en forme: une déformation suivie d’un recuit partiel donne dans l’aluminium de meilleures propriétés qu’un simple durcissement par déformation directe (mais cette voie est plus onéreuse). (a) Comportement schématique en fonction du re- (b) Comportement mesuré pour de l’alumi- cuit et de l’écrouissage. nium pur à 99.5%. Figure II-53 – Recuit et écrouissage de l’aluminium. Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 69 Source: D.G. Altenpohl, Aluminum: technology, applications, and environment, 6th Edition, The Aluminum Association, USA, 1999.  Récapitulatif Nous avons donc vu trois mécanismes de durcissement des métaux (donnés ici par ordre de découverte): - l’écrouissage, et son contraire le recuit, que l’on peut aussi utiliser dans les métaux purs; - le durcissement par solution solide; - le durcissement structural (par formation de nombreux précipités fins). Tous trois sont à la base des mécanismes d’ajout, au sein de la microstructure du métal, d’obstacles au mouvement des dislocations; respectivement: - les dislocations, - les atomes étrangers, - de petits cristaux étrangers. Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 70  Le système Al-Si Voyons maintenant un système, Al-Si, surtout présent dansD.les alliages DEUX de BINAIRES AUTRES SYSTÈMES fonderie; il est utilisé car les alliages Al-Si sont faciles à couler (et peu onéreux). (a) Diagramme de phase du système Al-Si. Phase Composition [%pds Si] (Al) 0 à 1.61 (Si) 99.985 à 100 1.6% (b) Composition des phases du système Al-Si. Figure II-56 – Diagramme de phase d’équilibre du système Al-Si. Source: ASM International Handbook online, Vol. 3, 2002 ; J.L. Murray, 1984. Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 71 (a) Diagramme de phase du système Al-Si. Phase Composition [%pds Si]  Le système Al-Si Figure II-58 – Retassure macroscopique (en gris foncé) dans un alliage en aluminium coulé : (a) Une des raisons principales au microscope optique ; (b) au SEM, confirmant la présence de la retassure, grâce aux dendrites dénudées. en est que le retrait de Source: ASM International Handbook online, Vol. 15, 2009. solidification: la plupart des métaux se contractent de plusieurs % par volume en solidifiant. Figure II-58 – Retassure macroscopique (en gris foncé) dans un alliage en aluminium coulé : (a) au microscope optique ; (b) au SEM, confirmant la présence de la retassure, grâce aux dendrites dénudées. Source: ASM International Handbook online, Vol. 15, 2009. Il en résulte la formation de retassures (”shrinkage voids”) que l’on cherche à exclure de la pièce coulée: Figure II-59 – Retassures microscopiques : (a) pores gazeux ; (b) retassures dispersées ; (c) amas de retassures. Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 72 Source: ASM International Handbook online, Vol. 9, 2010 ; M. Biel-Golaska, 2001.  Le système Al-Si Pour ce on utilise des masselotes (”risers”) qui restent liquides plus longtemps que la pièce et peuvent de ceD.fait alimenter DEUX en métal AUTRES SYSTÈMES liquide le retrait de BINAIRES solidification au sein de la pièce. CHAPITRE II. L’ALUMINIUM Figure II-60 – Formes de masselotte : (a), (b) incorrectes ; (c), (d) correctes. Une autre source de porosité dans les la contraction des parties internes quand celles-ci solidifient en dernier. Pour cette raison, quand on pièces coulées est l’hydrogène, qui dissout coule de l’aluminium liquide dans un moule, on trouve après solidification des pores situés là où le métal a solidifié en dernier. Ces pores peuvent être situés au centre de la pièce, ou alternativement dans le métal va créer des bulles dans le au sommet de sa surface externe si à tout moment la partie liquide du métal contacte la surface métal fondu (on ”dégaze” donc souvent les supérieure et peut « tomber » pour nourrir la contraction de ce qui solidifie plus bas. Les pores alliages d’aluminium avant la coulée) dus au retrait de solidification peuvent être visibles à l’oeil nu, voir figure II-58, ou être bien plus petits et visibles seulement au microscope, voir figure II-59. De telles Figure porosités,II-61 – grandes Masselotte Fig. 3 Methods :et petites, (a)shrinkage of controlling simple ;in(b, c) avec refroidissement de la pièce ; (d) avec un isolant ; an iron cube to reduce riser size. (a) Open-top riser. (b) Open-top Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 73 (e) avec unplus riser isolant etSmall chill. (c) refroidissement. open-top riser plus chill. (d) Insulated riser. (e) Insulated riser plus chill dues au retrait de solidification sont nommées des retassures (« shrinkage cavities » ou « shrinkage Source: ASM International Handbook online, Vol. 15, 2002. porosity » en anglais). Si leur échelle est microscopique, ce sont des micropores (enisanglais aussi). As illustrated in Fig. 3, the riser must often be larger than the casting it feeds, because it must supply feed metal for as long as the casting solidifying. Various methods are used to reduce the size of the required riser, including chilling the par implantation de blocs casting (that is, reducing de cuivre time) its solidification dansor un moule insulating en sable the riser (that is, le long de extending sa surfacetime). its solidification à des endroits Les retassures sont presque toujours indésirables dans une pièce produite stratégiquespar (ce qui coulée a la vertu (dite aussi de mener à des structures de solidification plus fines). supplémentaire moulée ; « cast » en anglais), car elles représentent des sites de concentration On peut de contrainte, alternativement Reference entourer où la la masselotte avec un isolant, ou même la chauffer à la flamme ou à l’aide d’un produit exothermique (chauffant par réaction chimique) — figure II-61.  CHAPITRE II. L’ALUMINIUM Le système Al-Si Dans les alliages coulés Al- Si, le Si prend la forme de cristaux à facettes: des grands cristaux formés en premier si l’alliage est hypereutectique; des plaquettes fines irrégulières quand le Si fait partie de l’eutectique (notez que ces micrographies n’ont pas d’échelle: grosso modo les clichés font ≈ 100 µm de côté) Figure II-63 – Phase Si dans les alliages Al-Si selon la composition. Source: ASM International Handbook online, Vol. 9, 2010. Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 74 que les alliages Al-Si. De plus, cette zone étant plus riche en phase primaire solide, elle se déforme bien plus facilement dans l’Al-Si pour compenser le retrait de solidification. Ces faits combinés se traduisent par une bonne aptitude à la coulée, faisant que les alliages Al-Si forment la base des principaux alliages de fonderie de l’aluminium : ils sont faciles à couler  D. DEUX AUTRES SYSTÈMES BINAIRES Le système Al-Si Si la vitesse de solidification est élevée, ou si on ajoute de petites quantités de strontium ou de sodium, le silicium de l’eutectique prend la forme de fines branches, au lieu des plaquettes typiquement formées dans l’alliage coulé normalement. Cette modification de la phase Si (Si modification) augmente les propriétés Figure II-64 – Modification de la phase Si dans un alliage hypoeutectique (356) : (a) sans ajout de sodium ; (b) avec ajout de 0.025%pds de sodium. Attaque par 0.5% HF. mécaniques de l’alliage. Source: ASM International Handbook online, Vol. 9, 2010. Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 75  Un panorama d’ensemble des alliages de l’aluminium E. LES ALLIAG La désignation internationale des alliages d’aluminium utilise des chiffres: 4 chiffres pour les alliages corroyés (wrought alloys) 3 chiffres pour les alliages de fonderie (cast alloys) Figure II-66 – Les différentes classes d’alliages d’aluminium. Source: ASM International Handbook online, Vol. 9, 2011. Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 76 durcissement structural, et aussi par écrouissage. Les seconds ne sont à l’év écrouissage, puisqu’ils sont destinés à la production de pièces moulées utilis  Un panorama d’ensemble des alliages de l’aluminium E. LES ALLIAG Le premier chiffre indique la classe (“series”), voulant dire les éléments d’alliage principaux. Il est facile de mémoriser les classes que l’on peut durcir par durcissement structural, ou “durcissables” (”age hardening alloys”) si on se souvient des trois précipités durcissants stables principaux: Al2Cu, Mg2Si et MgZn2 (mais c’est une simplification de la réalité car bien d’autres précipités durcissants, mixtes Al-Mg-Cu par exemple, existent). Figure II-66 – Les différentes classes d’alliages d’aluminium. Source: ASM International Handbook online, Vol. 9, 2011. Chapitre 3 – Métaux et Alliages – Al & Cu - 77 durcissement structural, et aussi par écrouissage. Les seconds ne sont à l’év écrouissage, puisqu’ils sont destinés à la production de pièces moulées utilis  quatrième chiffre. Ainsi, les alliages corroyés sont désignés par un nombre supérieur ou égal à 1000, les alliages de fonderie par un nombre inférieur à 1000. Le premier chiffre de ces séries de chiffres désigne la famille d’alliages : ainsi, grâce au premier chiffre Un panorama on connaît la natured’ensemble des alliages des principaux éléments d’alliage.de l’aluminium Alliages Pour decorroyés les alliages corroyage — figure II-67, ces chiffres sont : 1xxx : aluminium non allié, de pureté 99% ou davantage. Dans ce cas les deux derniers chiffres désignent la pureté : 1099 = 99.99% Al pur, 1050 = 99.5% Al pur, 1100 = Al pureté commerciale. 2xxx : alliages contenant du cuivre comme élément d’alliage principal, souvent aussi du magnésium. 3xxx : alliages contenant du manganèse comme élément d’alliage principal, souvent aussi du magnésium. 4xxx : alliages contenant du silicium comme élément d’alliage principal. 5xxx : alliages contenant du magnésium comme élément d’alliage principal. 6xxx : alliages contenant du silicium ainsi que du magnésium comme éléments d’alliage principal (et donc formant des précipités de Mg2 Si).