Recherche sur la tendance à la fissuration à chaud des pièces moulées sous pression en alliage d'aluminium à haute résistance

La tendance à la fissuration à chaud (HTS) des pièces moulées sous pression rhéologiques semi-solides en alliage Al-Zn-Mg-Cu a été évaluée par une méthode d'évaluation semi-quantitative de la tendance à la fissuration à chaud. Répartition des trous en coupe transversale. Les résultats montrent que lorsque la pression spécifique de suralimentation est de 67 à 94 MPa, la tendance à la fissuration à chaud de l'alliage diminue d'abord puis augmente avec l'augmentation de la pression spécifique de suralimentation. Lorsque la pression spécifique de suralimentation est de 87 MPa, le coefficient de tendance à la fissuration à chaud est le plus faible : 15. Lorsqu'elle continue d'augmenter jusqu'à 94 MPa, la tendance à la fissuration à chaud est la plus élevée et la valeur HTS est de 27. La cavité interne de l'échantillon a l'influence la plus sévère sur la fissure chaude, qui est à l'origine de l'initiation de la fissure chaude. La séparation intergranulaire provoquée par une solidification et une alimentation insuffisantes de l'alliage est la principale raison de la génération de pores. L'augmentation de la pression spécifique de suralimentation peut réduire efficacement la porosité de la pièce moulée, mais une pression spécifique de suralimentation trop élevée formera une force d'impact sur la pièce moulée en cours de solidification, provoquant des fissures dans les pièces moulées et exacerbant les tendances à la fissuration à chaud.

Les alliages d'aluminium à haute résistance Al-Zn-Mg-Cu sont largement utilisés dans l'aérospatiale, les transports et d'autres domaines en raison de leurs excellentes propriétés. Fissuration, entraînant souvent un faible rendement, limitant sa gamme d'application. La technologie de moulage sous pression rhéologique présente les caractéristiques d'une structure uniforme et petite, presque sphérique, pas facile à entraîner l'air lors du remplissage, un faible retrait de solidification et une alimentation haute pression, etc. contrôle. Par conséquent, comprendre le mécanisme de fissuration à chaud dans le processus de moulage sous pression rhéologique en alliage Al-Zn-Mg-Cu et ajuster les paramètres du processus pour contrôler efficacement la génération de défauts tels que la fissuration à chaud et les trous est la clé pour réaliser le moulage de pièces en alliage d'aluminium à haute résistance et d'applications à grande échelle. L'essentiel. La génération de défauts de fissuration à chaud est étroitement liée aux trous. Dans le moulage sous pression rhéologique, les trous sont souvent principalement causés par des cavités de retrait. Bien qu'un grand nombre de chercheurs aient mené une série d'études sur le mécanisme et les facteurs d'influence de la fissuration à chaud, il existe peu de rapports sur la tendance à la fissuration à chaud des alliages Al-Zn-Mg-Cu lors du moulage sous pression rhéologique. Ce sujet est orienté vers l'exploration de la tendance à la fissuration à chaud des alliages d'aluminium rhéologiques à haute résistance Al-Zn-Mg-Cu moulés sous pression, et adopte une méthode d'évaluation de la fissuration à chaud semi-quantitative pour analyser la structure de fracture et la morphologie microscopique des échantillons fissurés à chaud. L’effet de la pression spécifique de suralimentation sur la tendance à la fissuration à chaud a été étudié.

1 Matériaux et méthodes d'essai

Le matériau utilisé dans cet essai est un alliage Al-Zn-Mg-Cu et sa composition chimique est présentée dans le tableau 1.

Tableau 1 Composition chimique de l'alliage Al-Zn-Mg-Cu utilisé dans l'expérience wb/%

Dans l'expérience, la matière première en alliage Al-Zn-Mg-Cu a été fondue à 720 ℃ dans un four à résistance, conservée pendant 30 min pour éliminer l'hérédité de la charge, et la masse fondue a été continuellement raffinée avec du gaz argon pendant environ 10 min, puis laissée au repos après dégazage et élimination des scories. Ensuite, la boue dans le four à résistance a été transférée dans le four d'agitation électromagnétique à température contrôlée EMS-05SM, et de l'argon a été à nouveau introduit pendant environ 5 minutes pour le dégazage. Lorsque la masse fondue a été refroidie à 640 ° C, l’agitation électromagnétique a été démarrée immédiatement. La puissance d'agitation a été fixée à 3 kW et la fréquence d'agitation était constante à 20 Hz. Pendant l'agitation électromagnétique, la température de la suspension métallique a été surveillée à temps avec un thermocouple de type K et la suspension semi-solide souhaitée a été préparée pour le moulage sous pression rhéologique lorsque la suspension a été refroidie à 630 °C.

Les pièces moulées ont été moulées sous pression sous différents rapports de pression et 20 échantillons d'évaluation de fissuration à chaud ont été obtenus pour évaluer la tendance à la fissuration à chaud, comme le montre la figure 1. L'échantillon se compose de 3 parties : section de serrage, section de transition et section parallèle. La tendance à la fissuration à chaud des pièces moulées sous pression en alliage Al-Zn-Mg-Cu est étudiée par une méthode d'évaluation semi-quantitative de la tendance à la fissuration à chaud. Cette méthode prend principalement en compte deux facteurs : le degré de fissures générées par la fissuration à chaud et le nombre de bandes de fissuration à chaud. Dans le même temps, chaque facteur est divisé en différents. La tendance à la fissuration à chaud est évaluée de manière exhaustive par grade et la méthode de calcul est la suivante :

Où HTS est le coefficient de tendance à la fissuration à chaud ; est le facteur d'influence du degré de fissuration thermique （= 3, fracture ;= 2, à moitié cassé ; = 1, microfissures de surface ;= 0, aucune fissure) ; n est le nombre de fissures.

Fig.1 Schéma de principe de la coulée sous pression et taille de l'échantillon d'évaluation des fissures à chaud

Après avoir préparé les échantillons pour évaluer la tendance à la fissuration à chaud, observez le degré et la quantité de fissuration à chaud des échantillons sous un microscope optique de faible puissance et dessinez un graphique de la relation entre les résultats. La microstructure de l'échantillon a été observée à l'aide d'un microscope optique et d'un microscope électronique à balayage équipé d'EDS. Pour les statistiques des pores, les échantillons ont été sectionnés par coupe de fil le long de l'axe de l'échantillon, et le diamètre équivalent et le facteur de forme des pores ont été analysés statistiquement par le logiciel Image J. Le diamètre équivalent D, le facteur de forme F et la porosité P sont définis comme suit :

Dans la formule, A est la surface moyenne d'un seul trou, μm2 ; P est le périmètre moyen d'un seul trou, μm ; SH est la surface totale des trous dans la section coupée de l'échantillon fissuré à chaud, μm2 ; S est la surface de la section transversale statistique, μm2.

2 Résultats des tests et discussion

2.1 Tendance à la fissuration à chaud

Remarque : NHT est le nombre de fissures à chaud et PHT est la probabilité de fissures à chaud.

Le tableau 2 montre la distribution des fissures à chaud et les résultats statistiques des échantillons rhéologiques moulés sous pression en alliage Al-Zn-Mg-Cu sous différents rapports de pression. On constate que sous différentes pressions de rapport de suralimentation, la fissuration thermique de l'échantillon se présente principalement sous forme de fracture. La fracture s'est produite principalement dans la section de transition et la section parallèle de l'échantillon, et aucun comportement de fracture ne s'est produit dans la section de serrage. Il y a peu de différence dans le nombre de fractures dans les deux régions sous différents rapports de pression, et le nombre de fractures dans la section parallèle est légèrement supérieur à celui de la section de transition. Les résultats de l’échantillon d’évaluation de la fissuration à chaud ont été statistiquement convertis en valeur de tendance à la fissuration à chaud HTS, et les résultats sont présentés dans la figure 2. On peut voir qu'avec l'augmentation de la pression spécifique de suralimentation, la valeur de tendance à la fissuration à chaud HTS de l'échantillon rhéologique moulé sous pression en alliage Al-Zn-Mg-Cu diminue d'abord puis augmente. Lorsque la pression spécifique de suralimentation est de 87 MPa, le HTS minimum est de 15, et lorsque la pression spécifique de suralimentation est augmentée à 94 MPa, le HTS est de 27 au maximum, ce qui présente la tendance à la fissuration à chaud la plus grave.

Figue. 2 Relation entre la pression spécifique de suralimentation et le coefficient de tendance à la fissuration à chaud

Fig.3 Emplacements de distribution typiques du comportement de fracture de l'échantillon

La figure 3 montre la zone de distribution typique où se produisent les fractures. La zone A est l'intersection de la section parallèle et de la section de transition loin de l'entrée, la zone B est le milieu de la section parallèle et la zone C est l'intersection de la section parallèle et de la section de transition près de l'entrée. Après les statistiques, on constate que lorsque la pression spécifique de suralimentation est supérieure à 81 MPa, il y aura un grand nombre de fractures dans la zone C, et lorsque la pression spécifique de suralimentation est inférieure à 81 MPa, les fractures sont concentrées dans les zones A et B.

2.2 Morphologie des fractures

Figue. 4 Morphologies typiques des fractures d'échantillons sous différents rapports de pression :

（a）67 MPa；（b）74 MPa；（c）81 MPa；（d）87 MPa；（e）94 MPa

La figure 4 montre les morphologies de fracture à chaud d'échantillons d'alliage Al-Zn-Mg-Cu préparés par moulage sous pression rhéologique avec différents rapports de suralimentation. On peut voir que la surface de fracture des échantillons présente une répartition des défauts de cavité de retrait et que la planéité de la section n'est pas élevée. Avec l'augmentation de la pression spécifique de suralimentation, le pore de rétrécissement s'étend progressivement vers l'extérieur à partir du centre de l'échantillon et la taille du pore de rétrécissement change considérablement. Lorsque la pression spécifique est inférieure à 81 MPa, il existe de grands trous de retrait dans la zone centrale de la fracture. Dans la zone centrale de la fracture, l’existence d’une porosité tissulaire n’est plus clairement visible et la taille de la cavité de retrait est encore réduite. De plus, dans toutes les zones de bord de fracture, on peut constater qu'il existe des zones de section transversale relativement plates et que la structure est relativement uniforme et dense.

Fig.5 Schéma de principe de la position d'échantillonnage de la section de fracture thermique de l'échantillon

Fig.6 Morphologie de la région du noyau de fracture de l'échantillon rhéologique moulé sous pression Al-Zn-Mg-Cu :

（a）67 MPa；（b）74 MPa；（c）81 MPa；（d）87 MPa；（e）94 MPa

Fig.7 Image à fort grossissement des particules sur la surface de fracture et résultats EDS

Image à fort grossissement de la queue de fracture (a) et de son résultat EDS (b) ; image à fort grossissement du précipité (c) et de son résultat EDS (d)

La figure 5 est un diagramme schématique de l’échantillonnage du diamètre de fracture. L’observation microscopique de la microstructure de la zone centrale où le diamètre de fracture est d’environ 0R est illustrée dans la figure 6. Les grains primaires d'α-Al sont relativement complets sous différents rapports de suralimentation, ce qui indique que la fissuration à chaud est un bord cassant typique dans cette zone. Caractéristiques de fracture cristalline. En même temps, il y a des particules irrégulières sur la fracture. Après identification, il peut être divisé en deux types : le bout de la queue fracturé en forme de grappe et le tissu de précipitation en forme de feuille. La figure 7 montre les images à fort grossissement de deux particules irrégulières et leurs résultats de test EDS. On peut voir sur la figure 7 a que la queue de fracture est principalement générée au niveau du joint de grains où se rencontrent plusieurs grains. La théorie de la formation réussie de fissures pense que la nucléation des fissures se produit généralement dans la zone de convergence de la phase liquide où les grains de la phase solide se croisent. La ségrégation des composantes limites provoque le changement de l'angle bilatéral de la phase liquide dans la zone de convergence. Plus l’angle bilatéral du liquide est petit, plus la formation de fissures est facile. Les résultats du test EDS montrent également que la ségrégation de Zn, Mg et Cu dans la queue de fracture est très grave et que la fraction massique de Zn atteint même 18,78 %. Dans l’alliage Al-Zn-Mg-Cu, la tendance à la fissuration à chaud de l’alliage est presque la même que celle de l’alliage. La teneur en Zn est proportionnelle. La figure 7c est une vue à fort grossissement des précipités en forme de bande, qui sont formés par l’agrégation de plusieurs structures en forme de bande et sont rarement répartis sur la surface de fracture. L'analyse EDS montre que la teneur en Fe de la structure de précipitation est toujours supérieure à celle de la matrice (tableau 1). L'élément Fe peut former de nombreuses phases dans les alliages d'aluminium, telles que des composés intermétalliques tels que Al6Fe, Al3Fe, Al7Cu2Fe, etc. Ces phases existent principalement sous forme de phases insolubles ou fragiles insolubles. Lorsque la teneur en élément Fe dans l'alliage d'aluminium atteint plus de 0,3 %, une phase grossière contenant du fer en forme d'aiguille se forme, qui est relativement cassante et divise sévèrement la matrice, et la force de liaison avec la matrice est faible, et elle est facile à décoller.

La figure 8 montre la microstructure de la région de bord au diamètre de fracture d'environ 1,0 R, et il existe un grand nombre de fossettes sur le bord de fracture de la pièce moulée sous pression sous différents rapports de pression. Macroscopiquement, la fracture de l'échantillon rhéologique moulé sous pression en alliage Al-Zn-Mg-Cu est caractérisée par une fracture fragile, et il peut également y avoir une déformation plastique dans la zone locale, qui se manifeste par des fossettes. La forme de fracture peut être considérée comme une fracture d’agrégat microporeux, qui est une fracture ductile. Elle se manifeste par une fracture microporeuse macroscopique fragile. Ce type de fracture se produit généralement lorsque l’échantillon de fissure de matériau à haute résistance est étiré à température ambiante et que la ténacité du matériau est insuffisante lorsque la fissure se propage. La microstructure est petite et uniformément répartie. trou. La figure 9 est une topographie microscopique à fort grossissement de la fossette, dans laquelle le plus grand diamètre de fossette peut atteindre plus de 28 μm, et des fissures et des précipités peuvent être observés au fond de la fossette.

Fig.8 Morphologie de la région du bord de fracture de l'échantillon rhéologique moulé sous pression Al-Zn-Mg-Cu :

（a）67 MPa；（b）74 MPa；（c）81 MPa；（d）87 MPa；（e）94 MPa

Figue. 9 Morphologie microscopique des fossettes

La fissure chaude est une fracture macroscopiquement fragile (Fig. 4), mais une déformation plastique et des fossettes apparaissent près du bord de fracture de l'échantillon (Fig. 8). Par conséquent, la fracture du moulage sous pression rhéologique en alliage Al-Zn-Mg-Cu est divisée en trois étapes, comme le montre la figure 10 : l'étape I se situe dans la région centrale de l'échantillon, qui est également l'emplacement principal de la source de fissure, présentant des caractéristiques de rupture fragile. Sa formation est principalement affectée par une alimentation insuffisante au cœur de l'échantillon, en particulier lorsque la pression spécifique de suralimentation est faible, de grandes cavités de retrait se forment et conduisent à la formation et à l'expansion de sources de fissures ; Le stade II est une combinaison de fractures fragiles-ductiles, et cette région est le stade de transition de la fracture ; Le stade III est le stade de fracture ductile, cette zone est proche de la surface de l'échantillon, la structure des grains est fine et uniforme et présente une meilleure ténacité, de sorte que des fossettes apparaissent sur la surface de fracture. Cette étape est également la dernière étape de la fracture, qui devrait être une fracture instantanée lorsque la valeur critique est atteinte. La force de liaison des joints de grains est le principal facteur affectant la propagation des fissures, et la phase riche en Fe précipitée affaiblira les joints de grains, favorisera la propagation des fissures et augmentera la possibilité de fissuration à chaud.

Fig.10 Schéma de principe de l'étape de fracture de la pièce moulée sous pression rhéologique en alliage Al-Zn-Mg-Cu

2.3 Porosité

Fig.11 Morphologies macroscopiques de sections transversales d'échantillons rhéologiques moulés sous pression en alliage Al-Zn-Mg-Cu avec différents rapports de suralimentation

La figure 11 montre la morphologie macroscopique typique des échantillons d'évaluation de fissures à chaud rhéologiques moulés sous pression en alliage Al-Zn-Mg-Cu après découpe sous différents rapports de pression. Sous différentes pressions de rapport de suralimentation, des trous sont visibles dans la section transversale de l'échantillon. Le nombre et la taille des trous diminuent progressivement avec la direction d'approche de l'entrée dans son ensemble et avec l'augmentation de la pression du rapport de suralimentation, le profil des défauts de vide les moins nombreux. À la position de fracture de l’échantillon, des défauts de trou peuvent être observés. À 67 et 74 MPa, de grands trous peuvent être observés dans la zone de fracture et la fissure au niveau de la fracture est en forme de « V » ; lorsque la pression spécifique de suralimentation est supérieure à 74 MPa, le trou au niveau de la fracture est plus petit et la fissure au niveau de la fracture est plus droite, on peut donc prédire que le trou est le facteur le plus important conduisant à la fissuration thermique. De plus, on peut voir que la fracture se produit principalement dans la région du segment parallèle et, bien que le segment de serrage comporte des trous de plus grande taille, aucune fracture ne se produit. Ceci est principalement lié au diamètre plus petit de la section parallèle. L'existence de défauts de trou réduira la zone d'appui effective de contrainte de retrait et de déformation lorsque la pièce moulée est solidifiée, ce qui est plus susceptible de conduire à la formation de fissures.

La figure 12 montre les résultats statistiques de la porosité transversale d'échantillons de fractures rhéologiques moulées sous pression en alliage Al-Zn-Mg-Cu sous différents rapports de pression. La porosité diminue progressivement à mesure que le taux de suralimentation augmente. Lorsque la pression spécifique de suralimentation est de 67 MPa, la porosité est plus élevée, soit 7,6 %. Lorsque la pression spécifique de suralimentation est de 94 MPa, la porosité est de 2,2 % et la porosité diminue d'environ 71,1 %. Cependant, en comparant les valeurs HTS des deux, on constate que la valeur HTS est supérieure à celle de 67 MPa lorsque la pression spécifique de suralimentation est de 94 MPa, ce qui indique que lorsque la pression spécifique augmente dans une certaine mesure, la porosité n'est pas le facteur le plus influent pour la fissuration thermique. La valeur HTS de l'échantillon de moulage sous pression rhéologique en alliage Al-Zn-Mg-Cu est la plus faible lorsque la pression spécifique de suralimentation est de 87 MPa, soit 15, et la porosité à ce moment est de 2,6 %, ce qui est différent de celle lorsque la pression spécifique de suralimentation est de 94 MPa. La porosité n'est inférieure qu'à 0,4 %, mais la valeur HTS est de 27 lorsque la pression spécifique de suralimentation est de 94 MPa, ce qui est 80 % supérieur à celle de 87 MPa.

Fig.12 Statistiques de porosité des pièces moulées sous pression rhéologiques en alliage Al-Zn-Mg-Cu sous différents rapports de pression

La Fig. 13 montre la relation entre le nombre et le facteur de forme des trous dans la section parallèle et la section de transition de l'échantillon de fracture rhéologique moulé sous pression en alliage Al-Zn-Mg-Cu sous différents rapports de pression et le changement du diamètre équivalent. On peut voir sur la figure 13 a que le nombre de trous diminue avec l'augmentation du diamètre équivalent dans son ensemble sous différentes pressions de rapport de suralimentation, et le nombre de trous est plus important lorsque le diamètre équivalent est inférieur à 0,4 mm Hundreds. Lorsque le diamètre équivalent dépasse 0,4 mm, le nombre de trous diminue fortement, tous inférieurs à 50, et le nombre de trous montre une tendance globale à la baisse avec l'augmentation du diamètre équivalent. Sous le même diamètre de trou équivalent, le nombre de trous diminue progressivement avec l'augmentation du rapport de suralimentation. Lorsque le diamètre équivalent des trous est inférieur à 0,4 mm, l'augmentation de la pression spécifique de suralimentation a un effet significatif sur la réduction du nombre de trous, et lorsqu'elle est supérieure à 0,4 mm, la réduction du nombre de trous ralentit. On peut voir sur la Fig. 13b que le facteur de forme des trous sous différents rapports de pression diminue avec l'augmentation du diamètre équivalent, et le facteur de forme global change de manière très drastique. Lorsque le diamètre équivalent est supérieur à 0,6 mm, les facteurs de forme des pores des éprouvettes de coulée pressées avec différents rapports de suralimentation sont tous inférieurs à 0,5.

Fig.13 Courbes de variation du nombre de pores, du facteur de forme et du diamètre équivalent des échantillons de moulage sous pression rhéologique en alliage Al-Zn-Mg-Cu sous différents rapports de pression : (a) changement de nombre ; (b) changement de facteur de forme

La source de fissure et le défaut du trou sont les principaux facteurs d'influence. Dans le moulage sous pression rhéologique semi-solide, le trou est souvent causé par une alimentation insuffisante en solidification. Au stade initial de la solidification de l’alliage, les grains primaires continuent de croître et forment un squelette en phase solide qui se chevauche. Cependant, sous l'action du retrait au stade ultérieur de la solidification, une séparation intergranulaire se produit entre les grains sous l'action de la contrainte de retrait (voir Figure 14a). Dans la phase initiale de séparation, l'alimentation continue en métal liquide n'entraînera pas l'initiation de fissures, mais à mesure que la solidification progresse, la fraction solide de l'alliage augmente progressivement et le métal liquide diminue continuellement, de sorte que la séparation intergranulaire ne peut pas être alimentée, formant ainsi une source de fissures. Ce phénomène est particulièrement important lorsque la pression spécifique de suralimentation est insuffisante. La pression spécifique de suralimentation ne peut pas favoriser le métal liquide pour compenser efficacement l'intergranulaire, ce qui entraîne l'existence de cavités de retrait lâches. La séparation intergranulaire due à une alimentation insuffisante se produit généralement à l'intersection de plusieurs grains, et une partie de l'alliage liquide restant entre les grains existera sous la forme de ponts intergranulaires (Fig. 14b). Si une certaine contrainte est appliquée pendant le processus de solidification, le pont intergranulaire sera déformé. Lorsque la contrainte dépasse la force de liaison du pont intergranulaire, la structure du pont sera détruite et la séparation intergranulaire à l'intersection des joints de grains adjacents sera reliée entre elles. De grands vides se forment, conduisant à la formation de fissures et à la propagation le long des joints de grains, comme le montre la queue de fracture sur la Fig. 7a.

Fig.14 Microstructure de la microstructure de coulée de l'alliage Al-Zn-Mg-Cu à la position de la cavité de retrait

(a) Séparation intergranulaire ; (b) Pont intergranulaire

L'augmentation de la pression spécifique de suralimentation peut compenser efficacement le retrait en fin de solidification, réduire la génération de défauts de trou et améliorer la densité globale de la pièce moulée. En continuant à augmenter la pression spécifique de suralimentation, l’effet de réduction de la porosité de la pièce moulée diminue. Lors de la pressurisation, cela donnera au métal en fusion une force d’impact. Lorsque le taux de suralimentation est trop élevé, cela peut provoquer une fissuration du tissu en cours de solidification et aggraver la tendance à la fissuration à chaud. Le diamètre de la zone de section parallèle est plus petit, le trou réduit la zone de contrainte portante effective et il est plus susceptible de provoquer une fissuration thermique dans cette zone. La zone proche de la porte a tendance à avoir un temps de solidification plus long et a un meilleur effet d'alimentation, il y a donc moins de trous, mais en même temps, en raison des mauvaises propriétés structurelles de la structure incomplètement solidifiée, une pression spécifique de surpression excessive est plus susceptible de provoquer la zone proche de la porte. La contrainte dépasse la valeur critique et se fissure, augmentant la tendance à la fissuration à chaud.

3 Conclusions

(1) La tendance à la fissuration à chaud des pièces moulées sous pression rhéologiques en alliage Al-Zn-Mg-Cu diminue d'abord puis augmente avec l'augmentation de la pression spécifique de suralimentation. Lorsque la pression spécifique de suralimentation est de 87 MPa, la pièce moulée présente la plus faible tendance à la fissuration thermique. Valeur de tendance aux fissures de 15.

(2) Le défaut du trou interne de la pièce moulée a l'influence la plus critique sur le degré de tendance à la fissuration à chaud et constitue la principale raison de la formation de fissures. La porosité est principalement due à une alimentation insuffisante. Lorsque la pression spécifique de suralimentation est de 67 à 94 MPa, l’augmentation de la pression spécifique de suralimentation peut réduire efficacement la porosité.

(3) Le processus de fracture par fissuration à chaud des pièces moulées en alliage Al-Zn-Mg-Cu comporte principalement trois étapes : l'étape I est la fracture fragile centrale ; l'étape II est l'étape de transition de la combinaison fragile-ductile ; l'étape III est la fracture ductile de bord de l'échantillon.