MÉTALLURGIE - Les traitements thermiques

MÉTALLURGIE - Les traitements thermiques

Le terme «traitement thermique» désigne depuis le XIX^e siècle un ensemble d’opérations effectuées sur des pièces métalliques, et qui comprend un chauffage suivi d’un maintien isotherme, à une température fixe, puis d’un refroidissement plus ou moins rapide jusqu’à la température ordinaire.

Un traitement thermique comprend donc plusieurs stades que l’on représente schématiquement par le graphique: = f (t ), où est la température du cycle imposé et t le temps pendant lequel se déroulent les opérations (fig. 1).

À l’origine, le but d’un traitement thermique, à l’inverse de l’élaboration d’un alliage, n’était pas de modifier la composition chimique de cet alliage mais seulement d’apporter des modifications dans sa structure cristalline et dans la répartition des différentes phases présentes dans le métal, de façon à faire évoluer ses propriétés mécaniques. Aujourd’hui cependant, on a tendance à tirer parti de certains traitements thermiques pour modifier en même temps la composition superficielle des pièces en choisissant une atmosphère ayant des propriétés chimiques appropriées: c’est le cas de la cémentation, de la nitruration, etc., que l’on appelle encore traitements thermochimiques. De façon analogue, certains traitements thermiques sont accompagnés d’une déformation à chaud, et l’on parle dans ce cas de traitements thermomécaniques.

Parmi les traitements thermiques, la trempe, en particulier, a toujours joué un rôle important: jusqu’à des temps relativement rapprochés, la naïveté populaire s’était souvent portée sur le mystère de la trempe des aciers, considérée alors comme un secret lié à l’habileté du forgeron et à la qualité des eaux utilisées pour le refroidissement. Née de l’empirisme, constamment améliorée par des successions d’observations expérimentales, la trempe n’est aujourd’hui qu’un traitement classique dans lequel il ne faut voir aucun mystère. Les progrès viennent essentiellement d’une meilleure connaissance des alliages et de la précision avec laquelle on peut actuellement maîtriser la structure en chauffant une pièce et en contrôlant son refroidissement. Tout cela n’a été possible qu’au moyen de sources d’énergie nouvelles alimentant des fours pouvant fonctionner à des températures stables, elles-mêmes contrôlées au moyen de thermocouples dont la réponse est pratiquement instantanée.

Pour comprendre les principaux traitements thermiques, il faut suivre en parallèle l’évolution de la structure de l’alliage en s’appuyant sur les diagrammes d’état et sur les mécanismes cristallographiques mis en jeu sous l’effet de la température, du temps et de la vitesse de refroidissement.

Malgré le nombre important de paramètres qui peuvent intervenir au cours d’une telle opération (vitesse de chauffage, température de palier, temps de maintien, vitesse de refroidissement, atmosphère du four), les traitements thermiques se divisent en deux grandes catégories principales, rattachées au caractère structural du matériau et à son état d’équilibre. On distingue:

– les traitements thermiques de base nécessaires pour améliorer l’homogénéisation de la structure et pour rechercher l’état d’équilibre; il s’agit de traitements effectués sur pièces ou sur lingots à l’état brut de coulée; on cherche alors à favoriser la diffusion des éléments d’alliage pour obtenir une structure homogène;

– les traitements thermiques orientés vers les applications pour créer des structures le plus souvent hors d’équilibre et qui permettent d’améliorer la résistance à la déformation, au choc, à l’usure, à l’abrasion.

1. Traitements d’équilibre

Les traitements d’équilibre comprennent l’homogénéisation et le recuit.

Traitement d’homogénéisation

Soit un diagramme d’équilibre binaire AB présentant un fuseau de solidification simple et dans ce diagramme un alliage de composition moyenne C^x . L’étude de la solidification de cet alliage à partir du diagramme d’équilibre conduit, au refroidissement, à la formation de germes de la solution solide 見 ayant d’abord la composition C⁰, donnée par l’intersection de l’horizontale avec la courbe du solidus . À mesure que la température décroît, les cristaux déposés au sein du liquide ont une composition qui suit le solidus tandis que le liquide s’enrichit en élément B en suivant la courbe du liquidus (fig. 2).

Cette cristallisation progressive de l’alliage C^x n’est pas quelconque: les cristaux de première solidification apparaissent en respectant le type de symétrie cristalline de la structure de l’alliage. Ainsi, s’il s’agit d’un alliage à structure cubique, ces cristaux seront orientés dans trois directions principales orthogonales, formant les arêtes de croissance de solidification. Ces premiers cristaux de solidification sont appelés des dendrites sur lesquelles viennent se déposer des strates successives qui en arrondissent les contours et qui correspondent aux différentes compositions données à tout instant par le diagramme d’état (fig. 3). La structure brute de coulée au niveau de la dendrite est donc essentiellement une structure hétérogène caractérisée par un gradient de concentration depuis le cœur jusqu’au bord extérieur de la dendrite. On parle dans ce cas de ségrégation mineure.

Au niveau d’un lingot (fig. 4), les hétérogénéités sont encore plus importantes car il faut considérer que les germes ne naissent pas au hasard: les premiers germes solides apparaissent sur les parois les mieux refroidies de la lingotière de telle sorte qu’il existe une première zone corticale, au contact avec la lingotière, formée de petites dendrites orientées dans le sens du gradient de températures, c’est-à-dire perpendiculairement à la paroi de la lingotière (structure basaltique).

Pendant que la couche corticale se forme, il reste au sein du lingot en cours de solidification une certaine masse de liquide, plus riche en élément B, où l’influence du gradient de température ne se fait plus sentir: on obtient alors des cristaux équiaxes, désorientés les uns par rapport aux autres.

L’ensemble de la structure basaltique et de la structure équiaxe, qui existe à l’échelle du lingot, est appelé ségrégation majeure.

Même dans les meilleures conditions d’élaboration, un lingot brut de coulée est donc hétérogène. D’autres phénomènes, non moins importants, imprévisibles par le diagramme d’équilibre, peuvent encore aggraver ces hétérogénéités.

Le phénomène de retrait au passage de l’état liquide à l’état solide entraîne la formation de trous, que l’on appelle retassures, regroupés vers la partie centrale du lingot et plutôt en tête. En maintenant chaude le plus longtemps possible la partie supérieure du lingot, on réduit la retassure puisque le liquide est amené alors à remplir et à alimenter régulièrement le vide central ainsi formé.

La solubilité des gaz à l’état liquide étant plus importante qu’à l’état solide, il y a une brutale augmentation de pression au moment de la fin de solidification. Les gaz rejetés se concentrent dans les poches de retassure et peuvent, par l’intermédiaire de microretassures formées entre les cristaux basaltiques, chasser vers l’extérieur du lingot la solution liquide restant dans la poche centrale. Ce dernier liquide va donc se solidifier entre la couche corticale de première solidification et le moule, en passant à travers le réseau de microretassures jouant le rôle de fissures. Ce rejet de liquide, fortement chargé en élément B, vers la couche extérieure, est le phénomène de ségrégation inverse (fig. 5).

Pour remédier à tous ces défauts majeurs, retassures et ségrégations existant à l’échelle du lingot, de nombreux procédés ont été mis au point: la coulée continue est certainement le meilleur moyen d’améliorer la qualité de la structure; à un degré moindre, la coulée en source, elle aussi, évite les effets de retassure, mais n’arrive pas à éliminer les effets de ségrégations dendritiques qui constituent la cellule de base du processus de solidification.

Aussi est-il nécessaire de réaliser des traitements d’homogénéisation qui consistent à porter l’alliage à une température aussi élevée que possible à l’état solide pour favoriser les phénomènes de diffusion, de telle sorte que la concentration en élément d’alliage se répartisse régulièrement dans la structure.

Cette homogénéisation sur l’état brut de coulée doit être effectuée progressivement car il faut évidemment que la température reste assez éloignée du solidus pour éviter le phénomène de surchauffe ou de perlage, c’est-à-dire le début de la fusion du métal dans les espaces interdendritiques. En effet, la température de fusion peut être plus basse pour ces régions interdendritiques où l’élément B reste plus concentré qu’en d’autres points du métal où la concentration est proche de C^x . Ainsi, les traitements d’homogénéisation ne demandent pas du tout une rapide montée en température mais comportent en revanche un maintien très long en conditions isothermes au niveau du palier. Le refroidissement, de même, sera très lent, surtout sur des lingots de fort tonnage pour éviter les contraintes thermiques qui peuvent entraîner la formation de fissures. Bien souvent d’ailleurs, pour toutes les qualités d’alliage destinées au forgeage à chaud et au laminage (cas des aciers), on ne laisse pas refroidir les lingots et ceux-ci sont directement transformés en billettes.

Si l’homogénéisation sur un lingot est correcte, on doit donc s’attendre à une diminution des hétérogénéités de concentration au niveau des dendrites. Les stades de forgeage et de laminage, généralement accompagnés de préchauffages intermédiaires, ne font ensuite qu’améliorer cette homogénéisation. Récemment, un nouveau procédé d’élaboration s’appuyant sur le principe de la thixotropie a vu le jour afin d’éliminer dès la coulée les problèmes d’hétérogénéités dendritiques: ce procédé consiste à maintenir l’alliage dans le domaine d’équilibre biphasé «solide + liquide» et de mettre en mouvement cette structure avant de la couler. Le matériau se comporte alors comme un gel: tout en conservant une viscosité convenable du bain, on disperse ainsi les premiers germes de solidification, empêchant la croissance des dendrites. Ce mélange pâteux «liquide + solide» est ensuite injecté dans un moule de forme, sous pression.

Traitement de recuit

On appelle recuit tout traitement thermique qui consiste à obtenir la structure donnée par le diagramme d’équilibre après un refroidissement très lent au four. C’est le traitement qui élimine le mieux les contraintes thermiques et qui, en général, correspond à la dureté la plus faible. On le réalise donc toujours avant l’usinage ou le découpage d’une pièce, de façon à améliorer la coupe. Ce traitement s’applique aussi bien aux métaux non alliés qu’aux alliages les plus complexes. Il mérite d’être détaillé dans les deux cas.

Cas d’un métal pur

Soit un métal ne présentant qu’une variété cristalline jusqu’au point de fusion et pris dans un état brut industriel de livraison, par exemple à l’état écroui, c’est-à-dire sous la forme d’une barre ou d’un fil obtenu par déformation à froid au laminoir ou par passage dans une filière. Les grains sont alors allongés dans le sens du laminage et très déformés. L’intérieur des grains est lui-même brisé à l’échelle du réseau cristallin et contient un grand nombre de dislocations (environ 10¹⁴ dislocations par centimètre carré) que l’on peut distinguer au microscope électronique ^{[cf. MÉTALLOGRAPHIE]}.

Sous l’effet du chauffage, puis d’un maintien en température, l’ensemble de la structure a tendance à se réorganiser pour atteindre un nouvel état d’équilibre. Bien qu’il n’y ait pas ici d’hétérogénéités de composition puisque le métal n’est pas allié, les atomes sont l’objet d’une agitation thermique, en particulier au voisinage des défauts tels que les dislocations et les joints de grains. Les joints subissent ainsi des déplacements au cours desquels les grains adjacents entrent en compétition pour occuper un volume plus important. Certains grains, plus stables que d’autres, parce que mieux orientés vis-à-vis du joint qui se déplace, envahissent progressivement l’espace des grains voisins et conduisent ainsi à une structure recristallisée (fig. 6). Il faut aussi distinguer, entre l’état écroui et l’état recristallisé, une étape intermédiaire appelée restauration: à ce stade, on observe en général une réorganisation des dislocations en petites cellules, mais les joints de grains n’ont pas encore subi de déplacements.

Le phénomène de recristallisation, au cours d’un traitement de recuit, est arrêté à un stade tel que les grains restent encore relativement petits pour obtenir à la température ordinaire un polycristal isotrope. Il est certain qu’un traitement très long entraînerait de proche en proche une sélection de quelques grains seulement qui finiraient par envahir l’épaisseur du métal. On parle dans ce cas de recristallisation secondaire, tertiaire, etc.

Si le métal étudié comprend plusieurs variétés allotropiques, comme le fer ( 見 cubique centrée de 20 à 910 ⁰C, 塚 cubique à faces centrées de 910 à 1 410 ⁰C, 嗀 cubique centrée à nouveau de 1 410 ⁰C à 1 540 ⁰C où se produit la fusion), le recuit après écrouissage en phase 見 ne peut avoir lieu qu’au-dessous du point de transformation 見 燎 塚. Si la montée en température dépasse ce point, il se produit, aux dépens des premiers grains 見 recristallisés, une germination de nouveaux grains 塚 qui se développent à leur tour. La présence d’une transformation allotropique modifie donc la structure suivant que le palier de recuit sera choisi au-dessous ou au-dessus de la température de transformation allotropique.

En général, le passage dans le domaine 塚, d’abord au chauffage puis au refroidissement, permet d’obtenir un affinage de la structure, formée de grains très petits.

Cas d’un alliage

Comme pour un métal pur, le recuit d’un alliage destiné par exemple à l’emboutissage doit conserver après le traitement une structure polycristalline à petits grains, aussi désorientés que possible entre eux; dans certains cas particuliers, les tôles au silicium (Fe-Si 3 p. 100) pour transformateurs par exemple, on recherche au contraire une orientation préférentielle de tous les grains: on dit que l’on a alors une texture prononcée.

On considérera deux grands groupes d’alliages suivant qu’il existe ou non des transformations isothermes dans le diagramme d’équilibre.

Pour les alliages sans changement de phase à l’état solide (fig. 7), il faut éviter de choisir une température de recuit trop élevée qui ne ferait qu’accélérer le grossissement des grains (processus irréversible). Seul, un corroyage important du métal peut à nouveau «effacer» la structure de recristallisation à gros grains. Le problème se pose pour les alliages binaires ferritiques (Fe-Al, Fe-Cr, Fe-Si de structure cubique centrée, où le recuit normal ne dépasse guère 800 à 850 ⁰C).

Dans le cas des alliages avec changements de phases à l’état solide (fig. 8), les diagrammes binaires présentent différents domaines, mono-ou biphasés, issus de réactions de type eutectique ou péritectique. L’exemple très classique est celui des aciers au carbone pour des teneurs en carbone comprises entre 0 et 2 p. 100 en poids. Ce diagramme se caractérise en particulier par un domaine de solubilité du carbone très petit en phase 見 alors que l’étendue du domaine correspondant à la solution solide 塚 peut atteindre 1,7 p. 100 en poids. Le diagramme est par ailleurs compliqué par la présence d’une réaction eutectoïde au refroidissement ( 塚見 + Fe³C) qui entraîne l’existence de domaines biphasés 見 + 塚, 見 + Fe³C, 塚 + Fe³C, mal adaptés à un traitement de recuit pour donner une structure homogène. Le recuit a donc lieu en général dans le domaine 塚 de façon à homogénéiser complètement le carbone dans la solution solide C.F.C. (cubique à faces centrées).

La température choisie pour le recuit est généralement différente suivant la teneur en carbone: aussi, pour éviter tant le grossissement du grain que le phénomène de décarburation (départ dans l’atmosphère du carbone de la solution solide) au cours du maintien dans le four de traitement, on cherche à réduire la température de recuit et à limiter celle-ci au domaine voisin de la courbe limite de solubilité ( 見 + 塚)/ 塚 (zone hachurée de la figure 8) qui décroît très rapidement vers le palier eutectoïde (723 ⁰C) à partir du point de transformation 見 燎 塚 du fer (950 ⁰C).

Pour les teneurs en carbone supérieures à 0,85 p. 100 en poids et pour éviter toujours la décarburation, on renonce à porter l’alliage au-dessus de la courbe 塚 + Fe³C car celle-ci se relève trop brutalement vers des températures élevées. On se contente alors de suivre une zone horizontale parallèle au palier eutectoïde.

2. Traitements hors d’équilibre

On regroupe dans la catégorie des traitements hors d’équilibre la trempe, le revenu et le durcissement structural.

La trempe

La trempe peut avoir plusieurs objectifs:

– Dans le cas d’un alliage pour lequel il existe un domaine de température sensible à la précipitation d’une nouvelle phase dans les joints de grains (cas des carbures dans les aciers inoxydables à 18 p. 100 de chrome et 10 p. 100 de nickel entre 500 et 700 ⁰C), précipitation qui dégrade les qualités de résistance à la corrosion, il est important de refroidir rapidement l’alliage à partir de la température où la solution solide est homogène. On évite ainsi tout phénomène de germination et de croissance de la nouvelle phase qui «sensibiliserait» l’alliage. Un refroidissement brutal à l’eau permet ainsi de conserver une structure hors d’équilibre, mais cependant homogène, à + 20 ⁰C. Un tel traitement thermique réalisé sur un acier inoxydable 18-10 (par exemple, 1 heure à 1 150 ⁰C avec un refroidissement à l’eau) est appelé une hypertrempe car la structure C.F.C. existant à chaud est conservée à la température ordinaire.

– Pour d’autres alliages, le refroidissement brutal ne permet pas de conserver la structure cristalline existant à la température où l’on a porté préalablement le métal; celui-ci subit, par un mécanisme de cisaillement, une transformation brutale avec un changement complet de la nature cristalline: c’est ce que l’on appelle la transformation martensitique (fig. 9). Cette transformation se produit sur les alliages ferreux à différentes températures suivant la nature et la quantité des éléments d’addition. On peut dire qu’elle se produit à une température d’autant plus basse que l’alliage est plus allié. Ainsi, pour un acier à 18 p. 100 de chrome et 10 p. 100 de nickel la trempe à l’eau jusqu’à la température ordinaire ne donne pas de transformation martensitique, mais celle-ci peut se produire entre 漣 100 et 漣 200 ⁰C. Pour un acier faiblement allié, la température à laquelle commence à apparaître la martensite est comprise entre + 200 et + 400 ⁰C. L’intérêt de ce procédé réside dans le fait que le passage de la phase 塚, cubique à faces centrées, à la structure martensitique permet d’augmenter la dureté de l’alliage si la teneur en carbone est suffisante. On conçoit que cette transformation soit importante en pratique puisqu’elle permet finalement, sans changer la composition d’un matériau, de modifier ses caractéristiques mécaniques.

– Sur le plan métallographique, le cisaillement du réseau d’austénite conduit à la formation d’une structure quadratique centrée que l’on caractérise aisément au microscope par la formation d’aiguilles allongées et régulières (fig. 10). Ce mécanisme est en quelque sorte complètement opposé aux mécanismes qui mettent en jeu l’agitation thermique et la diffusion des atomes dans le réseau sous l’effet de la température (comme pour l’homogénéisation): on dit qu’il s’agit d’un mécanisme sans diffusion. Ayant lieu lors du refroidissement, il est donc lié à la vitesse avec laquelle la pièce se refroidit. Si le refroidissement est trop lent, la transformation peut ne pas avoir lieu et cela au bénéfice du mécanisme, activé thermiquement, de germination et croissance. Ainsi, l’état recuit, qui, on l’a vu précédemment, correspond à un refroidissement très lent au four est, du point de vue de la transformation, à l’opposé du processus mis en jeu par la trempe martensitique.

Suivant que la vitesse de refroidissement d’une pièce est plus ou moins rapide, les deux mécanismes de germination et croissance, avec diffusion, et de transformation martensitique, sans diffusion, prédominent l’un par rapport à l’autre ou bien se superposent (structure bainitique ). Ainsi, on obtient, suivant le refroidissement, toute une gamme de structures allant de l’état d’équilibre (recuit par refroidissement lent) à l’état métastable martensitique (trempé par refroidissement rapide).

Suivant la teneur en carbone d’un acier et suivant le pourcentage des autres éléments d’addition (chrome, molybdène, etc.), les cinétiques de transformation au refroidissement varient dans des proportions importantes: de grands progrès ont été réalisés dans ce domaine depuis les années soixante grâce à l’étude systématique des structures obtenues par refroidissement continu jusqu’à 20 ⁰C depuis le domaine austénitique (fig. 11 a) et aussi par des maintiens isothermes à différentes températures au-dessous du domaine de stabilité de la phase 塚 (fig. 11 b).

La liaison entre structure et vitesse de refroidissement a ainsi été réalisée par le tracé d’abaques donnant, en fonction du temps et du type de refroidissement, les domaines de stabilité provisoires des différentes phases cristallines: ces courbes, appelées courbes «en S» ou courbes «T.T.T.» (température, temps, transformation) permettent ainsi de prévoir la structure en fonction de la vitesse de refroidissement. En particulier, il est important de savoir, pour les applications mécaniques, quel sera le refroidissement le plus lent que l’on peut utiliser tout en étant assuré d’obtenir une structure martensitique. Les aciers qui, par refroidissement très lent à l’air, subissent toujours la transformation martensitique sont appelés aciers autotrempants. La température d’apparition de la martensite, conventionnellement désignée par «M^s» (martensite starting), est propre à chaque composition: elle est, par exemple, de 360 ⁰C pour un acier au carbone XC 38 (0,38 p. 100 de carbone), de 190 ⁰C pour un acier au carbone XC 95 (0,95 p. 100 de carbone), de 240 ⁰C pour un acier de roulement à billes 100 C6 (C = 1 p. 100, Cr = 2 p. 100) et de 150 ⁰C pour un acier d’outil de coupe (C = 0,75 p. 100, Cr = 4,5 p. 100, W = 18,5 p. 100, V = 0,8 p. 100, Co = 5 p. 100).

La transformation martensitique n’est ensuite complète qu’au-dessous d’une nouvelle température appelée M^F (fin de transformation de l’austénite en martensite). Actuellement, on s’intéresse aux trempes à basses températures de façon à contrôler plus efficacement le degré de transformation de l’austénite.

Le revenu

Un revenu est un traitement thermique effectué, en général après une trempe, à une température beaucoup plus faible que celle choisie pour cette dernière; le refroidissement final est effectué à l’air libre.

L’évolution de la structure subie par le métal au cours de ce traitement dépend de la nature chimique de l’alliage et de sa position dans le diagramme d’équilibre (fig. 12).

Si la composition se situe dans un domaine de concentration où il n’existe pas de limite de solubilité, le revenu après trempe est intéressant pour supprimer les contraintes de trempe (cas des soudures). On obtient alors une diminution importante de la dureté: on dit que le métal a subi un adoucissement.

Au contraire, si l’alliage à l’état d’équilibre doit correspondre à deux phases 見 + 廓 (cas d’une composition couvrant une limite de solubilité 見/ 見 + 廓), la solution solide sursaturée 見 (après trempe) doit, au cours du revenu effectué dans le domaine 見 + 廓, favoriser une évolution structurale vers la précipitation de la phase 廓, donc vers un retour à l’équilibre. Dans ce cas, à l’élimination des contraintes de trempe, se superpose une nouvelle évolution de la structure qui tend en général à donner un matériau plus résistant. C’est le phénomène qui intervient dans les alliages légers à durcissement structural dont l’exemple typique est donné par le duralumin largement utilisé dans l’aéronautique. À base d’aluminium et contenant 4 p. 100 de cuivre et environ 1 p. 100 de magnésium, cet alliage est trempé à partir de 495 ⁰C. Il est ensuite revenu quatre heures à 200 ⁰C et, dans cet état, il présente une charge de rupture R et une limite élastique E bien supérieures (50 憐 10⁷ Pa et 36 憐 10⁷ Pa) à celles de l’état trempé (38 憐 10⁷ Pa et 20 憐 10⁷ Pa). Il n’est d’ailleurs pas nécessaire d’effectuer le revenu en réchauffant le métal à la température de 200 ⁰C pour obtenir cette augmentation de caractéristiques mécaniques. On peut tout aussi bien le maintenir à 20 ⁰C mais, dans ce cas, le temps de durcissement (vieillissement) demande environ quatre jours. On parle dans ce cas d’alliage mûri et, au lieu de l’expression «revenu de durcissement», on utilise le terme «mûrissement».

Le mécanisme initial associé à ce phénomène fait intervenir des évolutions de structure à l’échelle du réseau cristallin que l’on peut résumer de la façon suivante pour un alliage à 4 p. 100 de cuivre:

– formation dans le réseau sursaturé après trempe d’amas ordonnés plus riches en cuivre que le reste de la solution solide sur quelques dizaines de nanomètres d’épaisseur (zones de Guinier-Preston, GP 1);

– croissance moins ordonnée de ces mêmes amas (GP 2);

– formation progressive du composé CuAl² accolé au reste de la matrice de façon cohérente (phase );

– évolution de cette phase CuAl² vers un état d’équilibre plus stable en rapport avec le diagramme d’équilibre, c’est-à-dire sous une forme plus globulaire ( ) dont la dureté est alors plus faible que celle de la phase .

Le revenu choisi pour le durcissement structural est tel que l’on fixe la température et le temps de maintien de façon à favoriser la présence des zones GP 1 et GP 2 et du composé avant que n’apparaisse le composé d’équilibre CuAl² coalescé. Il s’agit donc d’un revenu arrêté à un stade où le métal est encore dans un état métastable.

3. Traitements thermiques modernes

Traitements thermochimiques

Pour certaines pièces mécaniques (pignons d’engrenages, barres de direction, etc.), il est nécessaire d’obtenir une grande dureté de surface tout en évitant la fragilité de l’ensemble. À partir d’un acier relativement ductile, on cherche à provoquer un durcissement supplémentaire en surface.

La trempe superficielle consiste à réaliser une trempe martensitique limitée à une couche mince (quelques millimètres) sans apporter de modifications à la couche sous-jacente. Cela est réalisé par un courant haute fréquence (10⁴ Hz) qui permet de ne chauffer que les couches en surface (effet de peau). On porte cette région à une température correspondant au domaine 塚 (C.F.C.) pendant quelques secondes seulement. Le refroidissement est ensuite très rapide dès que l’on coupe le courant alternatif.

On peut aussi modifier la composition superficielle en traitant l’acier dans une atmosphère qui permet de faire diffuser des éléments, tels que le carbone et l’azote (carburation, nitruration, carbonitruration), sur une profondeur de un ou plusieurs millimètres. Ce sont alors des traitements thermochimiques qui permettent d’augmenter la concentration en carbone ou en azote en tirant parti du pouvoir de cémentation de l’atmosphère (oxyde de carbone, méthane). Il faut ensuite, avant utilisation, retraiter les pièces pour fixer au cœur la structure d’un acier relativement ductile et à la surface celle d’un acier très dur:

– pour l’âme, peu alliée, caractérisée par un grossissement de grains pendant la cémentation, on doit réaliser un passage dans le domaine 塚, à 925 ⁰C environ, suivi d’une trempe à l’eau (trempe de régénération);

– pour la surface très riche en carbone (par exemple 0,8 p. 100 de carbone), le traitement précédent est une mauvaise trempe car la température de 925 ⁰C est trop élevée par rapport à la température où débute la phase 塚 pour un tel acier (725 ⁰C environ). Il faut donc refaire un nouveau traitement vers 800 ⁰C, suivi d’une trempe à l’eau, pour rendre martensitiques les couches superficielles. Ce traitement, en revanche, n’est pas contre-indiqué pour le cœur de la pièce puisqu’il revient à faire un revenu apportant une meilleure ductilité.

Notons aujourd’hui que, pour réduire les prix de revient, il est intéressant de rechercher des solutions qui évitent un double traitement thermique, en ajustant au mieux les profils des gradients de concentration à partir de la surface en tenant compte à la fois de l’atmosphère, des conditions d’excitation de cette atmosphère et de ses réactions avec la surface (exemple: nitruration ionique obtenue à partir d’une atmosphère excitée par un champ électrique) et de la température (choix, par exemple, d’une température située dans le domaine 見 + 塚 et non plus seulement 塚, pour accélérer les cinétiques).

Traitements thermomécaniques

Grâce aux courbes de transformation T.T.T. établies en conditions isothermes, on connaît le temps pendant lequel la structure 塚 C.F.C. des aciers peut se maintenir dans un état métastable au refroidissement. Il peut être alors intéressant, pour éviter une trop brutale chute de température qui entraîne sur certains aciers un effet de fragilité dû au choc thermique (apparition de fissures de trempe), de réaliser un palier isotherme au cours du refroidissement pendant un temps où la structure reste encore stable (fig. 13 a). Ainsi, la température peut mieux s’homogénéiser dans toute l’épaisseur de la pièce et l’on évite surtout de trop grandes différences de déformations (la transformation 塚martensite s’accompagne toujours d’une augmentation de volume).

À ce type de trempe avec palier isotherme, appelé encore trempe étagée, on peut aujourd’hui surimposer au palier isotherme une déformation plastique (fig. 13 b): c’est le traitement d’ausforming (déformation de l’austénite), qui a pour but de former de nouvelles dislocations au stade où existe l’austénite, tandis que la température où se produit la déformation a pour effet de rassembler ces dislocations en cellules. Ce n’est qu’ensuite qu’a lieu le refroidissement final au-dessous du point M^s. Le traitement est favorable à l’amélioration de la tenue des pièces en service soumises à des efforts cycliques alternés (fatigue).

Encyclopédie Universelle. 2012.