Soutenance mémoire
Chapitre I
I-1-Alliage
I-1-1- Alliage homogène
I-1-2- Alliage hétérogène
I-2- La phase
I-2-1- Homogénéité de la composition
I-2-2- Structure d’une phase
I-2-3- Aspect densité ou masse volumique d’une phase
I-3-Les Solutions Solides
I-3-1-Les Solutions Solides Primaires
I-3-2-Les Solutions Solides d’Insertion (ou Interstitielles)
I-3-3-Les Solutions Solides de Substitution
I-3-4-Les Solutions solides intermédiaires
I-3-4-1- solutions ordonnées et désordonnées
I-3-4-2-composés intermétalliques ordonnés (Composés Définis)
I-4- Structures et dénominations des phases métalliques
I-4-1-Groupe d’espace
I-4-2-Notation Pearson
I-5- Les Diagrammes de Phases binaire
I-5-1-Règle de phase de Gibbs
I-5-2- systèmes binaires isomorphes
I-5-3-Systèmes binaires eutectiques
I-5-4-Systèmes binaires péritectique
I -5-5-Systèmes binaires présentant des phases intermédiaires
I -5-5-1-Formation de composés intermédiaires définis A m B n
I- 5-5-2-Diagramme binaire avec solution solide secondaire
I -5-6-Systèmes binaires présentant une miscibilité partielle à l’état liquide
I -5-7- Ensemble des équilibres triphasés
Chapitre II
II-1- Introduction
II-2- Premier principe de la thermodynamique
II-3-Deuxième principe de la thermodynamique
II-4-Troisième principe de la thermodynamique
II-5-Potentielle chimique
II-6-L’activité
II-7-Théorème d’Euler
II-8-Relation Gibbs- Duhem
II-9- Relation de Gibbs- Helmholtz
II-10-L’énergie de Gibbs molaire et le potentiel chimique
II-11-Critères d’équilibres
II-12-Stabilité d’une phase
II-13- Construction de la tangente commune et le potentiel chimique
II-14- Détermination des courbes de solidus, liquidus et solvus
II-14-1-La miscibilité totale de A et B
II-14-2- Gap de miscibilité dans l’état solide
II-14-3-Le point eutectique sans isomorphes
II-14-4-Le point eutectique dans le cas isomorphe
II-15- Présentation de la méthode CALPHAD
II-16- Description thermodynamique de phases d’un diagramme d’équilibre
II-16-1-Les éléments purs
II-16-2- phases stœchiométriques (Composés définis)
II-16-3-phase étendu (Modèle polynomial)
II-16-4-Phases intermédiaires
Chapitre III
III-1-Introduction
III-2- modèle à plusieur sous-réseau
III-2-1-Définition de fraction de site
III-2-2- L’entropie idéal de mélange
III-3- Modèle à deux sous-résau
III-3-1- L’enthalpie libre molaire
III-3-1-1- L’enthalpie libre de référence de Gibbs
III-3-1-2- L’enthalpie libre idéal de mélange de Gibbs
III-3-1-3- L’enthalpie libre d’excès de mélange de Gibbs
III-3-1- 4-La relation entre l’enthalpie atomique et celle de site
III-3-2-Cas particuliers
III-3-2-1-Cas d’une solution
III-3-2-2-Cas d’un composé défini
III-3-2-3- Modèle à deux sous-réseaux identiques pour un système binaire
III-3-2-4-modèle à deux sous-réseau non- identique pour un système ternaire
III-3-2-5- modèle à deux sous-réseau non- identique pour un système binaire
III-3-2-6- modèle à deux sous-réseaux présentant du lacune pour un système binaire
III-4-généralisation du modèle CEF
III-5-La transformation ordre (désordre)
III-6- Modélisation de la réaction ordre-désordre
III-7-Modélisation de l’ordre à courte distance
III-8-Application du modèle aux différentes phases
III-8-1- Modélisation des phases de structure B2
III-8-2- Modélisation de la phase s et c
III-8-3- Modélisation de la phase AB (phases de laves)
III-8-4 -modélisation de la phase CFC ( L12, A1, L10)
III-9 –conclusion
Chapitre IV
IV-1- introduction
IV-2-Présentation du programme BATNABIN
IV -3- Méthode de calcul
IV-4-Présentation du programme PANDAT
IV-5-Etude du système Cobalt-Antimoine
IV-5-1-Les données expérimentales
IV-5-2-Resultats et discussion
IV-6-Etude du système Cadmium-Antimoine
IV-6-1-Les données experimentales
IV-6-2- Resultats et discussion
Conclusion générale
Bibliographie
Annexe
Rapport PFE, mémoire et thèse avec la catégorie Alliage
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Systèmes binaires péritectique
Dans ce cas, la température de fusion de l’eutectique vient s’insérer entre la température de fusion des deux composés A et B purs : le système est appelé péritectique.
Dans certains alliages la solidification s’effectuant par une transformation invariante entre trois phases comme dans le cas de la transformation eutectique peut conduire à une microstructure de l’alliage solidifié complètement différente. Cette transformation, dite péritectique, peut se définir par : Cristaux a + liquide ® cristaux b.
La solidification débute par la formation des cristaux a. Lorsque la température décroît, le nombre de ces cristaux augmente et le liquide résiduel s’enrichit en composé B.
Lorsqu’une teneur critique est atteinte, le liquide transforme les cristaux a en cristaux b. C’est le cas par exemple des aciers dont la teneur en carbone est inférieure à 0,5% pour lesquels la solidification se termine par une réaction péritectique à 1495°C conduisant à la formation de ferrite d (Fig. I-8) [19].
Systèmes binaires présentant des phases intermédiaires
Formation de composés intermédiaires définis AmBn
Soit un système binaire A-B donnant lieu à la formation d’un composé intermédiaire de formule AmBn où m et n sont des nombres entiers. Selon la composition globale, on aura soit un excès de A soit un excès de B par rapport à la composition AmBn. Le diagramme total peut être considéré comme deux diagrammes juxtaposés : un diagramme A-AmBn et B-AmBn.
On observera, par exemple, la formation de deux systèmes eutectiques ayant chacun leur propre température de fusion.
Il faut ajouter que AmBn étant un corps pur, on s’attendrait à ce que le sommet des deux courbes de liquidus se terminant au point de fusion du composé intermédiaire soit anguleux.
Or ce point est arrondi, avec tangente horizontale commune aux deux courbes. Cet arrondi indique qu’au point de fusion une partie des molécules AmBn se dissocie. Il s’établit un équilibre de la forme : Am + Bn————-> mA+ nB
On dit que le composé intermédiaire a un point de fusion congruent ou encore a un semitectique. Il existe par contre des cas où le composé intermédiaire se dissocie avant de parvenir à son point de fusion.
La figure I-8 montre un cas où, en plus de deux transformations eutectiques, il y a formation de deux composés intermédiaires A2B et AB2. On peut voir que le composé A2B est stable jusqu’à la température de fusion. On dit que A2B a une température de fusion congruente.
Il faut mentionner qu’en phase liquide le constituant A2B n’existe pas. À ce point de fusion, point M, ce composé se dissocie en ses éléments A et B. On montre alors que les courbes de liquidus en ce point de fusion congruente ont des tangentes horizontales.
Au contraire, l’intermédiaire AB2 se décompose avant d’atteindre la fusion. Parvenu à la température correspondant au point N, cet intermédiaire laisse place à la formation du liquide et du composé B pur. On dira que le solide AB2 a un point de fusion incongruente [17].
La courbe de liquidus présente aussi un ou plusieurs maxima correspondant à des compositions définies, mais contrairement au cas précédent l’écart à la composition stoechiométrique est très réduit. Ces composés sont appelés intermétalliques si A et B sont des métaux et ont une liaison de type ionique ou covalente qui définit leur structure cristalline. Par exemple, beaucoup de composés répondant à la formule AB ont une structure de type NaCl avec alternance des atomes A et B sur un réseau cubique à faces centrées. C’est le cas des carbures TiC et NbC qui jouent un rôle important dans les aciers inoxydables.
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