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Désignations
Les aciers inoxydables sont définis comme des aciers titrant plus de 10-11% de chrome, moins de 1,2% de carbone et contenant éventuellement d’autres éléments d’alliage (NF EN 10!088-1). Il s’agit donc d’aciers spéciaux très alliés. Selon la norme européenne, leur dénomination commence par la lettre X suivie de la teneur en carbone multipliée par 100, des principaux éléments d’alliage et de leur concentration en pour-cent (par exemple X6CrNi18-10).
La désignation américaine AISI (American Iron and Steel Institute) est moins intuitive car il n’existe aucun rapport direct entre la désignation des différentes nuances et leur composition chimique. Il y a deux grandes familles pour désigner les aciers inoxydables austénitiques, les séries AISI 300 dont les nuances sont dérivées de la composition initiale type 18Cr-8Ni et les séries AISI 200 qui correspondent principalement aux aciers à l’azote. Les nuances ferritiques et martensitiques appartiennent à la série AISI 400, série des alliages type Fe-Cr a priori sans Ni.
Dans la pratique, il est plutôt difficile de s’y retrouver parmi toutes les normes existantes et il est plus commode de désigner les aciers inoxydables selon leur numéro AISI, ce qui demande de les connaître!!
Fabrication des aciers inoxydables [4-7]
La fabrication des aciers inoxydables s’effectue en plusieurs opérations successives. Suite à l’élaboration et l’affinage, l’acier est coulé généralement en continu avant de suivre deux cycles de transformation, tout d’abord à chaud puis à froid. Des étapes de finition et/ou de traitement thermique peuvent compléter la chaîne de fabrication.
Depuis le développement du procédé AOD (Argon Oxygen Decarburizing) de l’Union Carbide dans les années 1950-1960, la plus grande partie des tonnages produits en aciers inoxydables sont obtenus par cette procédure. La filière four électrique-convertisseur AOD représente plus de 80% de la production des aciers inoxydables.
Première phase!: l’aciérie (fig 2.4)
L’élaboration des aciers inoxydables s’effectue principalement par fusion dans un four à arc à revêtement réfractaire basique. La charge introduite dans le four est constituée par des ferrailles d’aciers au carbone, des chutes d’aciers inoxydables de compositions compatibles avec la nuance à réaliser, des ferroalliages (de Cr, de Si, de Mn, de Ni, etc) et des métaux purs.
Bibliographie – Les aciers inoxydables austénitiques et ferritiques
La fusion est provoquée par un arc électrique d’environ 100MW entre la charge et des électrodes de graphite produisant la chaleur nécessaire. Un soufflage d’oxygène accélère le processus de fusion. La fusion au four électrique dure environ deux heures. Le métal liquide obtenu titrant de 1 à 3% de carbone est ensuite versé dans un convertisseur AOD.
L’affinage est une phase de décarburation. L’opération est réalisée par l’intermédiaire de plusieurs tuyères au travers desquelles un mélange gazeux d’argon ou d’azote et d’oxygène est injecté en quantités relatives variables. Le mélange gazeux détermine l’abaissement de la pression partielle de CO et accélère la réaction entre C et O2. Après la phase de décarburation suit la phase de réduction pendant laquelle le laitier est formé puis ensuite élimé (décrassage). L’affinage dure moins de 90 minutes. Le procédé AOD permet d’obtenir une haute teneur en Cr, de très faibles teneurs en C et une grande précision analytique sur l’ensemble des éléments.
Le métal liquide est maintenant soumis en poche à diverses opérations métallurgiques permises par l’excès de calories disponible. La métallurgie en poche va permettre la décantation des inclusions, l’homogénéisation thermique et la mise en température du métal avant d’être coulé. Elle permet également d’ajuster l’analyse chimique par additions complémentaires, à l’abri de l’air, d’éléments très oxydables notamment.
Le métal liquide affiné est alors coulé en continu. Le procédé de coulée continue s’est imposé depuis les années 1970. Le principe de la coulée continue est basé sur l’obtention rapide et en continu d’une peau capable de contenir le métal liquide jusqu’à sa solidification complète. Afin de couler en continu sans incident et d’obtenir une qualité suffisante, il est important de respecter les consignes de température, de vitesse (1m.min-1), de refroidissement, de protection du métal et d’équiper la machine de brasseurs électromagnétiques favorisant une structure équiaxe dans la zone centrale.
Les semi-produits de coulée continue sont des brames (épaisseur de 150 à 250mm et largeur de 600 à 1600mm) ou des blooms (à section carré de 100 à 250mm de côté).
Deuxième phase!: la transformation (laminage)
Après la coulée continue, la transformation à chaud (fig 2.5) consiste à réduire la section des semi-produits par corroyage. Les brames obtenues à l’aciérie sont transformées en bobines d’épaisseur comprise entre 2 et 14mm. Ces bobines sont appelées bandes noires ou coils noirs. De toutes les opérations de transformation à chaud, le laminage est la plus importante car il concerne l’essentiel du tonnage produit.
Avant la première transformation à chaud, les produits sont tout d’abord débarrassés des plus gros défauts, généralement par meulage. La brame est ensuite réchauffée entre 1100 et 1250°C suivant sa nuance dans un four à longerons mobiles. Elle passe ensuite dans des cages dégrossisseuses où elle est réduite de plus de 50%.
Le laminage à chaud des aciers inoxydables peut se terminer sur des trains continus à bandes ou sur des laminoirs Steckel. Le train à bandes est constitué de 6 ou 7 cages finisseuses successives à la sortie desquelles la brame est réduite à une épaisseur de 2 à 8mm.
Après laminage, la température de la bande de métal à l’épaisseur finale est de l’ordre de 1000°C. Cette bande est refroidie par des rampes d’arrosage et finalement bobinée à 700°C environ à une vitesse de l’ordre de 500m.min-1. Durant la transformation à chaud, la température doit être strictement contrôlée afin d’éviter tout grossissement du grain ou risque de brûlure.
Les coils noirs sont finalement engagés sur une ligne de recuit-grenaillage-décapage. Les aciers inoxydables subissent un recuit qui sert à recristalliser les structures en prévision du laminage à froid. Les oxydes (la calamine) sont enlevés mécaniquement et chimiquement (décapage). Le laminage à froid s’effectue généralement sur des laminoirs multicylindres de type Sendzimir en une dizaine de passes. La réduction d’épaisseur correspondante est de l’ordre de 75%. Une telle réduction d’épaisseur entraîne un écrouissage important du matériau et il est nécessaire de pratiquer un recuit final qui permet d’obtenir, après recristallisation, les caractéristiques métallurgiques recherchées.
Enfin, plusieurs opérations de finition (skin-pass, mise à dimension, pose de revêtement, polissage…) permettent d’obtenir un produit conforme à la demande du client.
Les aciers inoxydables austénitiques
Composition et structure
Les aciers inoxydables austénitiques conservent à température ordinaire la structure austénitique cubique à faces centrées. Il s’agit de solutions solides à matrice fer (tab 2.2), généralement à grains fins, obtenues par hypertrempe depuis une température d’austénitisation de l’ordre de 1000-1100°C. Ces aciers représentent le groupe d’aciers inoxydables le plus utilisé dans la pratique. En dehors du chrome qui permet d’assurer l’inoxydabilité, le nickel constitue le plus important des éléments d’alliage principalement en raison de son caractère-gène. Les aciers inoxydables austénitiques sont couramment appelés 18-8 ou 18-10 d’après leurs teneurs respectives en chrome et en nickel.
Un acier inoxydable austénitique peut contenir de la ferrite résiduelle héritée des hautes températures. En effet, le domaine austénitique à haute température est proche du domaine biphasé +. Des hétérogénéités locales de composition peuvent entraîner de la ferrite résiduelle aprèsausténitisation-trempe ou lors d’opérations de soudage par exemple.
Nuances dérivées
Une vaste gamme de propriétés spécifiques peut être obtenue par une faible variation de composition chimique. L’augmentation de la teneur en Cr, par exemple, conduit à améliorer la résistance à la corrosion et l’augmentation de la concentration d’azote renforce le durcissement de la matrice austénitique.
Des variations de la composition type 18-8 à 0,15C (AISI 302) conduit à toute une famille d’aciers inoxydables austénitiques. La figure 2.6 propose un organigramme de la famille aciers inoxydables austénitiques où chaque nuance est dérivée de cette composition de base afin d’apporter une(des) propriété(s) spécifique(s).
figure 2.6!: Nuances austénitiques dérivées d’une composition de base (liste non exhaustive) [8, 9]
Dans les nuances conventionnelles*, les teneurs en soufre sont en général inférieures à 0,03% car les sulfures ont un effet très défavorable sur la résistance à la corrosion, en particulier par piqûres. De même, la concentration en phosphore est maintenue très basse, inférieure à 450ppm en général, car cet élément ségrège aux joints de grains entraînant une fragilisation ou peut former des eutectiques fusibles à basse température avec de nombreux éléments ou impuretés présents dans l’acier (fissuration à chaud).
Déstabilisation de l’austénite
La précipitation dans l’austénite des aciers inoxydables
La structure austénitique des aciers inoxydables est une structure métastable obtenue par hypertrempe depuis des températures supérieures à 1000°C. Une forte proportion des éléments d’alliage est en sursaturation dans la matrice. Il s’en suit lors de recuit ou d’une application en température que ces éléments solutés tendent à précipiter. Les éléments Fe, Cr, Mo, N et C sont les principaux constituants des précipités.
L’étude de la déstabilisation de la matrice austénitique des aciers inoxydables lors de recuits isothermes a fait l’objet de nombreuses publications [10-19]. Les processus de précipitation se produisent sur une large période et de nombreuses phases peuvent apparaître (fig 2.7). La température, le temps et la composition chimique de l’alliage ont des influences très significatives.
Les précipités formés dans l’intervalle de température 500-650°C sont principalement les carbures Cr23C6 alors qu’à plus haute température des intermétalliques apparaissent (phases, et de Laves).
Précipités et ferrite
Le carbure M23C6 est le principal carbure de tous les aciers inoxydables non stabilisés. Sa présence est souvent associée à des risques de corrosion intergranulaire. L’écriture M23C6 est la formulation générale du carbure Cr23C6, les éléments Fe et Mo pouvant se substituer au chrome et les éléments B et N au carbone [17].
Il s’agit du premier précipité à se former dans les aciers inoxydables non stabilisés quelque soit la température. La cinétique de précipitation de ce carbure est contrôlée par la vitesse de diffusion du chrome qui est très rapide dans la gamme de température 600-900°C.
La séquence de précipitation des composés M23C6 suit l’ordre joints de grains, parois de macles incohérentes puis cohérentes et enfin dans les grains, parfois autours d’inclusions [10, 20, 21]. Lorsque de la ferrite est présente dans l’austénite, la précipitation du carbure M23C6 débute initialement aux interfaces/. La figure 2.8 montre la facilité de précipitation de ces carbures aux interfaces/ et aux joints de grains, alors qu’au moins une décade de temps est nécessaire aux autres sites de germination.
La taille et la morphologie des carbures M23C6 peuvent varier énormément au sein d’un même échantillon (fig 2.9). Les carbures sont présents sous forme de petites particules isolées et sous formes de dendrites. Sur les parois de macles cohérentes, les carbures M23C6 ont une forme polyédrique, triangulaire ou hexagonale très mince. Sur les parois de macles incohérentes, les précipités ont une forme de lattes de faible épaisseur qui s’étendent de part et d’autre de la partie incohérente de la macle.
De toutes les phases intermétalliques existantes, seules les phases, et de Laves sont observées dans les aciers inoxydables (fig 2.10). Ces phases apparaissent en général dans la gamme de température 600 à 1150°C.
La phase est un intermétallique de composition nominale FeCr. Il s’agit une phase dure et fragile que l’on cherche en général à éviter, sa précipitation étant associée à une fragilisation. A l’équilibre, la composition chimique de la phase dans un acier austénitique 25-20 est Cr23Fe23Ni4 [22].
La précipitation de la phase demande des interfaces à haute énergie. Cette phase se forme tout d’abord aux joints de grains triples, puis aux joints simples et, seulement après des durées élevées, aux parois de macles et enfin sur les inclusions intragranulaires type oxyde [10]. La phase apparaît sous formes de gros blocs ou d’ensembles de fines aiguilles [12], sa nucléation étant hétérogène dans la matrice austénitique [10].
La précipitation de la phase est toujours précédée de la précipitation de carbures. Le mécanisme de nucléation de cette phase est sujet à controverse, principalement en ce qui concerne le rôle de la ferrite et du carbure M23C6. Certains auteurs montrent que la phase peut se former à partir des carbures M23C6 [10, 14, 23-25] mais d’autres la trouve indépendante de celle-ci [19, 26, 27].
Les éléments-gènes sont connus comme ayant un effet sigmatisant [18] et le silicium en accélère en plus la cinétique de précipitation [22, 25]. Au contraire, le carbone et l’azote, éléments -gènes puissants, inhibent sa formation alors que le manganèse n’a pas d’effet sur celle-ci [17].
La phase est un intermétallique mineur principalement observé dans les aciers au Mo du type AISI 316 aux alentours de 750°C et pour des durées élevées. Sa composition nominale est Fe36Cr12Mo10 [19] mais cette phase tolère de larges variations de composition, le nickel pouvant notamment se substituer au fer [10]. Les sites de nucléation de la phase sont tout d’abord les joints de grains, les parois de macles et, occasionnellement, dans les grains sur les dislocations [10]. Il apparaît que cette phase peut fréquemment croître depuis les carbures M23C6 qui se décomposent après de longs maintiens à haute température [16].
La phase de Laves () est également un constituant mineur des aciers inoxydables au Mo (du type AISI 316) où elle se forme sous Fe2Mo. Sa présence apparaît surtout dans les nuances stabilisées pour former Fe2Nb et plus rarement Fe2Ti (cf Aciers inoxydables ferritiques / Stabilisation).
La précipitation de nitrure de chrome Cr2N est rare dans les aciers inoxydables de la série AISI 300, la solubilité de l’azote y étant suffisamment élevée (fig 2.11). Lorsque la solubilité de l’azote est dépassée, les nitrures de chrome Cr2N précipitent simultanément aux carbures M23C6 [28]. Toutefois, ce nitrure peut se former lors d’un recuit à l’air, particulièrement aux surfaces exposées à cet environnement. L’azote diffuse dans le métal pour réagir avec le chrome.
La ferrite résiduelle possède des concentrations en chrome et en éléments-gènes plus importantes que celles de la matrice austénitique et, du fait de sa structure, la vitesse de diffusion de ces éléments y est plus rapide. Lors d’un recuit, cette phase peut se décomposer en austénite, phase thermodynamiquement la plus stable, et en une grande variété de composés selon la réaction!: Fer + précipités
Ces composés sont principalement les carbures M23C6. En fonction de la température, les intermétalliques et peuvent également se former mais en moindre quantité car leur cinétique est plus lente [28-30].
D’autre part, l’interface/ présente la plus haute énergie et donc la précipitation des différents précipités précédents débute en général à cette interface.
Influence de la déstabilisation sur les propriétés
La déstabilisation de l’austénite peut entraîner un phénomène de sensibilisation à la corrosion ou un durcissement de la matrice voire une fragilisation.
La précipitation de carbure de chrome M23C6 dans les joints de grains entraîne l’apparition de zones appauvries en chrome de part et d’autre des précipités. Si cette déchromisation locale entraîne des teneurs en chrome inférieures aux 10-11% requises pour assurer l’inoxydabilité, l’alliage se corrode le long des joints de grains. Il s’agit du phénomène bien connu de sensibilisation à la corrosion intergranulaire des aciers inoxydables.
Les propriétés mécaniques sont fonction de la quantité de précipités présents dans la matrice austénitique. La dureté Vickers est d’autant plus élevée que la quantité de précipités est forte [10, 18]. Une chute importante de la résilience (essai Charpy), l’essai qui sert souvent à évaluer la présence de phases fragiles, apparaît dès la formation des premiers carbures M23C6. Cette baisse se poursuit lors de la croissante du nombre de précipités [10, 18].
En fluage, la précipitation de carbures de chrome dans les joints de grains peut améliorer les propriétés de l’alliage mais cet effet n’est pas très important pour les aciers inoxydables austénitiques qui possèdent déjà une bonne résistance au fluage [15, 31]. Cependant, la précipitation de la phase peut conduire à une fragilisation entraînant une rupture prématurée. Un bel exemple est donné par un tube AISI 316 de refroidissement d’un réacteur nucléaire rompu après 2×108 heures à 600°C environ, la précipitation de phase aux joints de grains ayant accélérée la formation de cavités de fluage [13].
En traction, certains auteurs notent que la limite d’élasticité et la résistance mécanique d’échantillons vieillis 10 000 heures entre 600 et 800°C ne sont pas influencées par la précipitation [18] alors que d’autres trouvent une forte augmentation de la limite d’élasticité après plus de 30 000 heures à 650°C [31]. Cependant, ces auteurs s’accordent sur la chute importante de ductilité entraînée par la précipitation.
Les aciers inoxydables ferritiques
Peu utilisés à leurs débuts pour leur manque de ductilité ou de soudabilité et leur fragilité, les aciers inoxydables ferritiques ont connu depuis 50 ans une phase de développement importante. Les travaux intensifs des années 1970 aboutirent à des aciers inoxydables ferritiques ayant une bonne soudabilité et une mise en œuvre facilitée.
Les progrès effectués dans l’élaboration et la transformation des métaux ont été prépondérants au développement et à l’utilisation industrielle de ces aciers. Aujourd’hui, les aciers inoxydables ferritiques peuvent, dans un certain nombre d’applications, rivaliser avec les aciers austénitiques beaucoup plus chargés en éléments d’alliage et donc beaucoup plus coûteux.
Composition et structure
Les aciers inoxydables ferritiques possèdent une structure simple qui, à l’ambiante, consiste en une solution solide Fe-C-Cr de structure cubique centrée. La solubilité des interstitiels est très faible dans la ferrite.
Le chrome est un élément-gène du fer. Le diagramme Fe-Cr (cf fig 2.1) montre l’absence de transformation austénitique à toute température lorsque la concentration en chrome est supérieure à 13%. Au contraire, le carbone et l’azote sont des éléments-gènes puissants et ils favorisent l’étendue de la boucle même à très faibles teneurs (fig 2.12 et 2.13). Pour cette raison, les teneurs en C et N des aciers inoxydables ferritiques sont moins élevées que dans les aciers inoxydables austénitiques.
D’une manière générale, les aciers inoxydables ferritiques ne sont pas très chargés en éléments d’addition (tab 2.3), ce qui les différencie également des aciers inoxydables austénitiques. C Cr Mn Si Mo Autres Fe < 0,12% 11 à 27% < 1,25% < 1% 0 à 1,25% Cu, Nb, Ti Bal.
Le carbone et l’azote agissent sensiblement sur la résistance à la corrosion et leurs teneurs sont toujours maintenues extrêmement basses. Comme dans le cas des aciers inoxydables austénitiques, les teneurs en soufre et en phosphore sont réduites afin d’éviter la formation néfaste de sulfures ou phosphorures.
Nuances dérivées
L’acier inoxydable ferritique de base est l’AISI 403. Cet alliage contient suffisamment de chrome (environ 12%) afin d’assurer l’inoxydabilité et, par ailleurs, ses teneurs en C et N sont basses pour conduire à la structure. Bien que qualifié d’inoxydable, cet acier présente toutefois une résistance à la corrosion limitée.
En utilisation industrielle, les nuances dont la teneur en chrome passe à 17% (AISI 430) sont largement privilégiées. Les éléments d’addition sont préférentiellement des éléments-gènes et leurs influences demeurent sensiblement identiques au cas des nuances austénitiques.
Il existe moins d’aciers inoxydables de nuances ferritiques que de nuances austénitiques. Le choix d’un acier s’effectue en premier lieu suivant des critères de résistance à la corrosion, donc essentiellement de teneur en chrome. Ensuite, le besoin d’une propriété spécifique oriente le choix vers une famille de nuances (fig 2.14).
Les aciers inoxydables stabilisés
La stabilisation
Afin de limiter la précipitation de composés riches en chrome, le rôle des éléments stabilisants est de fixer le carbone et l’azote sous forme de composés thermodynamiqement plus stables que les carbures M23C6. Suffisamment stabilisé, l’acier est insensible à la précipitation de Cr23C6 (et Cr2N) supprimant ainsi tout risque de corrosion intergranulaire.
La stabilisation du carbone et de l’azote ne nécessite l’addition que de peu d’éléments stabilisants. La quantité exacte de stabilisants nécessaire est fonction des teneurs en C et N dans l’alliage et de la nature de l’élément stabilisant. Cela conduit à créer une famille d’aciers dits stabilisés.
Les éléments d’addition formant des carbures et des nitrures plus stables que les carbures et nitrures de chrome peuvent être observés sur les diagrammes d’Ellingham ou d’après la température de fusion de leurs carbures-nitrures (fig 2.16).
Le mode d’action des stabilisants passe par les phénomènes de précipitation mais aussi par des interactions avec les phénomènes métallurgiques tels que la recristallisation ou le blocage du mouvement des dislocations. La formation de composés très fins et très nombreux modifie considérablement les microstructures et les propriétés des alliages stabilisés.
Titane, niobium et carbonitrures
Le titane
Le titane,-gène, est l’élément le plus souvent utilisé comme stabilisant. Sa première utilisation historique dans un système d’échappement remonte à 1961 où un acier inoxydable ferritique à 12% de chrome stabilisé par le titane a été développé par la société Allegheny Ludlum pour la Ford Thunderbird [35-38].
Cet élément est susceptible de former de nombreux composés comme des oxydes, des sulfures, des nitrures, des carbures ou encore des phosphorures. Utilisé comme stabilisant, il ne devient actif que lorsque tout l’oxygène, l’azote et le soufre dissous ont été consommés. Le titane peut former avec le soufre TiS ou Ti4C2S2 préférentiellement à MnS, d’où une résistance à l’apparition de piqûres renforcée pour les aciers inoxydables stabilisés au Ti [39]. Enfin, le titane peut également réagir avec le phosphore pour former FeTiP.
La quantité de titane nécessaire à une stabilisation complète du carbone et de l’azote est ainsi supérieure à la simple stoechiométrie des carburonitrures!: Ti > 4.C + 3,4.N (m%) [39]. Des formules de stabilisation sont proposées à partir d’essais de résistance à la corrosion sur cordons soudés (m%)!:
Ti > 0,15 + 4(C+N) [40]
Ti > 0,08 + 8.(C+N) [41]
A l’élaboration, dans le bain liquide, le titane forme le nitrure TiN qui n’est pas soluble d’où son rôle assimilé à celui d’une inclusion. La température de fusion de ce nitrure étant très élevée, il ne pourra plus être remis en solution. Une fois tout l’azote fixé (suite aux précipitations du soufre et de l’oxygène), l’excès de titane précipite sous forme de carbure TiC.
Le carbure et le nitrure de titane ont une solubilité mutuelle et peuvent former un carbonitrure Ti(C,N) [28]. Le rapport TiN/TiC dans ce carbonitrure est fonction du rapport N/C de l’acier.
Le niobium
Le niobium, élément également-gène, forme les précipités les plus fins qui peuvent être obtenus avec l’utilisation de stabilisants d’où un durcissement global intéressant. Cet élément est très efficace pour contrôler la taille des grains. Le niobium est beaucoup moins oxydable que le titane et n’a pas d’affinité avec le soufre ou le phosphore. Ainsi, le niobium employé comme stabilisant ne présente pas de teneur inefficace.
En présence de carbone ou d’azote, le niobium peut former NbC ou NbN. Cependant, les structures cristallographiques des composés NbC et NbN sont très proches et forment une solution solide en toute proportion. Ainsi, dans les aciers inoxydables au niobium, des carbonitrures de niobium Nb(C,N) sont généralement observés plutôt que des carbures et des nitrures distincts [42].
La formule la plus courante du carbonitrure Nb(C,N) est NbC0,8N0,14 [43]. Cependant, ce carbonitrure peut être riche en carbone ou riche en azote et peut également contenir du fer, du chrome et du molybdène [42].
La quantité théorique requise pour une stabilisation totale par le niobium, en se basant sur un calcul stoechiométrique, est Nb = 7,7.C + 6,6.N (m%) [39] mais, comme précédemment, la formule empirique Nb > 0,20 + 5.(C+N) est proposée [40]. Les carbures de niobium NbC se forment à plus basse température que les carbures de titane TiC. Ainsi, les carbures NbC sont de plus petite taille que ceux au titane et leur effet durcissant est alors plus prononcé.
Un excès de stabilisants conduit à former la phase de Laves Fe2Nb et le carbure Fe3Nb3C. Mis à part les trois composés Nb(C,N), Fe3Nb3C et Fe2Nb, d’autres formes complexes sont également susceptibles de précipiter dans l’intervalle 550-850°C mais seulement après des temps d’exposition extrêmement longs [28].
Mécanismes de précipitation
Différents composés peuvent apparaître au cours de l’élaboration des aciers stabilisés, de leur traitements thermomécaniques et lors de leur utilisation. La stabilité des composés est liée à plusieurs paramètres à la fois tels que la nature et la quantité des éléments présents dans l’acier ou la température (fig 2.17).
Une première phase de précipitation a lieu lors de l’élaboration du métal. Cependant, afin de pouvoir profiter pleinement des éléments stabilisants, la majorité des phases précipitées doit être remise en solution avant l’utilisation de l’acier. Les conditions de formation des nouveaux précipités ont une grande influence sur les phénomènes engendrés.
Précipitation à l’élaboration et lors du laminage [36, 45-47]
• Cas d’un acier stabilisé au titane
Le titane présente une haute réactivité avec tous les éléments métalloïdes dans la séquence O, N, S, C et P (fig 2.18). Durant l’élaboration industrielle des aciers inoxydables, entre l’AOD et la coulée continue, les éléments stabilisants sont additionnés en poche au métal liquide. Ces opérations sont conduites à l’abri de l’air (pas d’oxydation) et le métal liquide obtenu est alors coulé en continu. Dans le bain fondu (T>1500°C) et en tout début de solidification, le titane se combine à l’azote pour former le nitrure TiN très stable qui ne se décomposera pas durant les phases ultérieures de traitements thermomécaniques. Hormis les éventuels oxydes de titane TiO2, le nitrure TiN est le premier composé à se former dans ces aciers. Ce nitrure est de forme rectangulaire de 40nm à quelques micromètres de longueur (fig 2.19). A la solidification, TiN présente un effet favorisant la germination [39, 40] mais les précipités formés à haute température sont généralement assez grossiers et leur capacité à affiner la microstructure en est diminuée [35].
Si l’acier contient un excès de titane après la précipitation de TiN, lors du réchauffage des brames (1200°C environ) avant le laminage à chaud, il y a formation du sulphure Ti1-xS quelle que soit la teneur en soufre. Ce sulfure est de faible stabilité et conduit durant le laminage (de 1200 à 900°C) et au bobinage (de 700 à 600°C) à former Ti4C2S2 (phase H) en consommant le carbone de l’austénite (fig 2.20). La phase H peut être considérée comme une inclusion [46]. Ces transformations ont lieu préférentiellement à la formation de MnS et TiC.
Le carbure de titane TiC se forme ensuite, au refroidissement, en fonction de la quantité de titane encore disponible. Après le laminage à froid, la phase H se décompose partiellement lors du recuit final pour former le carbure TiC d’une part et, d’autre part, réagir avec le phosphore pour former FeTiP. Le sulfure de manganèse MnS peut également apparaître mais une importante quantité de Mn est pour cela nécessaire (environ 1%).
La transformation in situ de TiS en Ti4C2S2 est le tout premier processus de stabilisation du carbone mais elle limite la formation des carbures TiC.
• Cas d’un acier stabilisé au titane et au niobium
Dans le cas d’un acier bi-stabilisé par Ti+Nb, si le rapport atomique Ti/N est de l’ordre de l’unité, tout l’azote est combiné au titane. Les sulfures, carbosulfures ou carbures de titane ne peuvent pas se former. Le soufre réagit alors avec le manganèse pour former MnS et le carbure de niobium NbC apparaît ensuite au refroidissement. La séquence de précipitation est ainsi TiN, MnS et NbC. Si le rapport Ti/N est supérieur à l’unité, de petite quantité de sulfures, carbosulfures ou carbures de titane peuvent apparaître. La phase H se présente sous (Ti,Nb)4C2S2 dans un acier bistabilisé Ti+Nb.
Mise en solution
De nombreux précipités se sont formés suite aux étapes d’élaboration et de transformation du métal. D’une manière générale, une mise en solution notable de ces précipités nécessite des hautes températures, de l’ordre de 1100-1200°C pour les aciers stabilisés Ti et/ou Nb. Le grossissement des grains est fonction de la température de réchauffage mais celui-ci est freiné par la présence des précipités primaires qui épinglent les joints (freinage de Zener). Cet effet disparaît dès leur mise en solution [43].
La température et le temps de maintien conditionnent la qualité de la mise en solution. Les carbures sont plus facilement remis en solution que les nitrures et (carbo)sulfures qui demandent des températures ou des temps élevés avant de se dissoudre (tab. 2.7). Enfin, les nitrures de titane TiN et les oxydes ne peuvent être remis en solution et sont à considérer comme des inclusions.
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Table des matières
INTRODUCTION
PARTIE 1!: Contexte industriel
1. La société Ugine & ALZ
2. L’application collecteur d’échappement
2.1. Fonctions
2.2. Sollicitations en fonctionnement
2.3. Cahier des charges
2.4. La solution acier inoxydable
3. L’essai de fatigue thermique d’Ugine & ALZ
3.1. Les tests de validation des échappementiers
3.2. L’essai de fatigue thermique
4. Conclusions
Références de la Partie 1
PARTIE 2!: Bibliographie – Les aciers inoxydables austénitiques et ferritiques
1. Généralités sur les aciers inoxydables
1.1. L’inoxydabilité des aciers
1.2. Les principaux éléments
1.3. Désignations
1.4. Fabrication des aciers inoxydablesSommaire
2. Les aciers inoxydables austénitiques
2.1. Composition et structure
2.2. Nuances dérivées
2.3. Déstabilisation de l’austénite
3. Les aciers inoxydables ferritiques
3.1. Composition et structure
3.2. Nuances dérivées
3.3. Propriétés
4. Les aciers inoxydables stabilisés
4.1. La stabilisation
4.2. Titane, niobium et carbonitrures
4.3. Mécanismes de précipitation
4.4. Effet des stabilisants sur les propriétés
5. Oxydation (corrosion à haute température)
5.1. Mécanismes de base
5.2. Oxydation des aciers inoxydables
6. Conclusions
Références de la Partie 2
PARTIE 3!: Les matériaux F17TNb et R20-12
1. Compositions chimiques et microstructures
1.1. Le matériau F17TNb
1.2. Le matériau R20-12
2. Propriétés
2.1. Propriétés physiques
2.2. Propriétés mécaniques et résistance à l’oxydation
3. Expertises de collecteurs rompus sur banc moteur
4. Conclusions
Références de la Partie 3
PARTIE 4!: Observation d’éprouvettes de fatigue thermique
1. Essais de fatigue thermique conduits jusqu’à rupture
1.1. Durées de vie
1.2. Faciès de rupture
1.3. Nature de la sollicitation thermomécanique
2. Essais interrompus de fatigue thermique
2.1. Protocole expérimental
2.1. Endommagement en fatigue thermique du matériau F17TNb
2.2. Endommagement en fatigue thermique du matériau R20-12
2.3. Influence de la température maximale sur l’endommagement en fatigue thermique
3. Mécanismes d’endommagement en fatigue thermique
3.1. Premier endommagement
3.2. Cas de la nuance ferritique F17TNb
3.3. Cas de la nuance austénitique R20-12
4. Conclusions
PARTIE 5!: Essais mécaniques et simulation numérique
1. Essais mécaniques
1.1. Méthodologie
1.2. Comportement en régime isotherme
1.3. Comportement en régime non isotherme
2. Modélisation du comportement
2.1. Lois de comportement et identification
2.2. Identification – essais isothermes
2.3. Validation des lois de comportement – essais non isothermes
3. Calculs de structure pour la nuance F17TNb
3.1. Modélisation de l’essai de fatigue thermique
3.2. Modélisation d’un collecteur d’échappement
4. Discussion de la définition d’un critère de ruine
4.1. Durées de vie et instabilités géométriques
4.2. Critère de ruine
5. Conclusions
Références de la Partie 5
CONCLUSION GENERALE ET PERSPECTIVES
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