Fabrication des pièces en aciers inoxydables austéno-ferritiques

Fabrication des pièces en aciers inoxydables austéno-ferritiques

La fabrication des composants en acier austéno-ferritique, par exemple d’un coude moulé , est constituée de deux étapes : la première étape consiste à fabriquer la pièce par moulage, cas des coudes, ou par centrifugation, cas des tubes. La deuxième étape consiste en un traitement thermique de la pièce [2]. Pour les pièces moulées, l’alliage est porté à l’état liquide aux alentours de 1500 °C, puis introduit dans un moule en sable ou métallique dans lequel il est refroidi pendant plusieurs jours. Pendant la solidification du métal, l’alliage se solidifie en ferrite δ avec des grains de l’ordre de quelques millimètres. Puis aux alentours de 1200 °C, aux joints de grains, une partie de la ferrite se transforme en austénite formant ainsi la structure biphasée. Durant le refroidissement lent d’autres phases intermétalliques comme les phases σ, χ et les phases de Laves peuvent précipiter. Les phases σ et χ sont riches en chrome et en Mo alors que les phases de Laves sont métastables et sont plus riches en Mo que la phase σ. Ces phases sont néfastes pour les propriétés mécaniques. Il est donc nécessaire de réaliser un traitement thermique pour les éliminer. De plus, il est nécessaire d’obtenir un taux de ferrite adapté au cahier des charges. Pour ces deux raisons, un traitement thermique de qualité est réalisé.

Ce traitement consiste en un maintien de la pièce pendant plusieurs heures à une température comprise entre 1050 °C et 1150 °C (domaine biphasé ferrite + austénite du diagramme de phase). Le temps de maintien et la température choisie permettent de fixer la teneur en ferrite entre 5 et 30 % et d’éliminer les phases fragilisantes apparues lors de la solidification. Suite à ce maintien, la pièce est trempée à l’eau pour figer la microstructure biphasée.

Microstructure et différents éléments des aciers inoxydables austénoferritiques

Sur celle-ci on voit que la ferrite est sous forme d’ilots allongés, en sombre, entourés d’austénite. Les anciens joints de grain primaire de la ferrite présents avant le traitement thermique sont aussi visibles. Le taux de ferrite dans la structure duplex austénite/ferrite permet d’optimiser les propriétés mécaniques. L’austénite permet d’avoir une ductilité importante, une bonne résilience et une bonne ténacité grâce à la structure cubique à faces centrées alors que la ferrite, structure cubique centré, permet aux aciers inoxydables austénoferritiques d’être moulés avec un minimum de défauts de fonderie. La ferrite augmente également la limite d’élasticité et la résistance à la corrosion intergranulaire.

La teneur en éléments présents dans l’alliage influence fortement la teneur en ferrite et donc les propriétés. Outre les éléments majoritaires le fer et le chrome, les aciers inoxydables austéno-ferritiques ont de nombreux éléments d’additions. Les éléments au numérateur dans l’équation (2) sont dits éléments alphagènes, éléments favorisant la formation de la ferrite. Les éléments au dénominateur sont des éléments gammagènes car ils favorisent la formation de l’austénite. Ces éléments, en plus d’influencer la teneur en ferrite modifient les propriétés du matériau. Une concentration en chrome supérieure à 12 %at. dans l’acier permet d’améliorer de façon significative la résistance à la corrosion. L’acier devient inoxydable. Le chrome en présence d’oxygène permet la formation d’une couche d’oxyde de chrome passive (Cr2O3) en surface qui va protéger l’acier du milieu environnant. L’ajout de Mo permet d’augmenter l’efficacité de la couche d’oxyde. L’ajout de carbone est un moyen d’augmenter le domaine de stabilité de l’austénite mais pour éviter la formation de carbures de type M23C6 aux joints de phase, néfastes à la résilience, le taux de carbone doit être assez bas, inférieur à 0.05 %pds.  Le Ni, élément gammagène, stabilise l’austénite et est également ajouté dans l’alliage pour diminuer la température de formation de la martensite. Sans cet ajout, l’austénite pourrait se transformer en martensite lors de la trempe. Cette phase ayant une limite d’élasticité et une dureté élevées est très fragilisantes et est donc à proscrire. D’autres éléments tels que le silicium ou le manganèse ont été ajoutés pour améliorer certaines propriétés de l’acier (e.g. la coulabilité, la température de transition ductile-fragile).

Transformations de phase dans les aciers inoxydables austéno-ferritiques

La connaissance des transformations de phase dans les aciers inoxydables austénoferritiques apparait nécessaire pour comprendre et interpréter l’évolution des propriétés mécaniques. la décomposition spinodale et la précipitation de la phase G sont détaillées. Les théories de décomposition spinodale et de germination/croissance seront décrites. Pour chacune des transformations de phase, la cinétique dans les aciers inoxydables austéno-ferritiques sera exposée.

Théorie thermodynamique de démixtion

Concept général

Considérons un alliage AB assimilable à une solution régulière avec A et B parfaitement solubles à l’état liquide et avec la même structure cristallographique. A une température donnée, de part et d’autre de la lacune de miscibilité il y a donc le domaine monophasé riche en A et à l’opposé le domaine monophasé riche en B. Ces trois domaines sont la traduction de la variation de l’enthalpie libre, ΔG, en fonction de la concentration en atomes B. L’enthalpie de mélange s’exprime :

???é? = ∆??é? − ?∆??é?

avec ∆??é? , l’enthalpie qu’on considère, dans le cas d’une solution régulière seulement dépendante des interactions de paires, T, la température et ??é? , l’entropie de configuration.

Décomposition spinodale

Dans la suite nous allons décrire plus précisément les théories thermodynamiques associées à la décomposition spinodale puisque c’est l’un des modes de décomposition que l’on retrouve lors du vieillissement des aciers inoxydables austéno-ferritiques. La phase α’, phase riche en chrome a été pour la première fois observée par Fischer et al. [18] en 1953. Cette phase apparait par décomposition spinodale de la ferrite. Elle possède une structure cubique centrée et a un paramètre de maille égal à ??′=0.2882 nm .

Cinétique de transformation de la décomposition spinodale dans les aciers inoxydables austéno-ferritiques et effet des éléments d’addition

D’après la littérature deux comportements dépendant de la composition sont observés [4,6,10,25,27,38–40].  l’évolution de la longueur d’onde et de l’écart de concentration en Cr entre les zones α et α’, nommé amplitude, de la décomposition spinodale sur des aciers avec Mo et sans Mo en fonction du temps de vieillissement équivalent à 323 °C.

Les aciers inoxydables austéno-ferritiques avec Mo ont une cinétique de décomposition de la ferrite plus rapide que les aciers sans Mo. Danoix et al. [24,41,42] et Pareige et al. [6,25,38,39] ont étudié l’évolution de la longueur d’onde de la décomposition spinodale d’aciers austéno-ferritiques selon une loi puissance de type ? = ?? ? pour des vieillissements à 350°C. Il a été montré que l’exposant effectif même après 20 ans à 350 °C valait 0.16 (Figure 13) pour des aciers avec Mo. Cette valeur est loin de la valeur estimée par la théorie LSW [15,16], 0.33 ce qui montre que la décomposition spinodale n’a toujours pas atteint un régime de coalescence. De plus, la composition d’équilibre n’est toujours pas atteinte. L’amplitude de décomposition qui est la différence de concentration en chrome entre les zones α et α’ évolue toujours malgré un vieillissement de 20 ans. Emo, Pareige et al. [6,39] ont, quant à eux, étudiés la cinétique d’un acier sans Mo par sonde atomique tomographique. Ils ont mesuré que l’exposant des aciers sans Mo est de 0.07 (Figure 13), valeur nettement inférieure à celle de la famille des aciers avec Mo pour des conditions de vieillissement (temps et température) équivalentes. Même si Huse et al. [33], prédit une évolution graduelle de l’exposant, les valeurs trouvées n’évoluent pas malgré 20 ans de vieillissement. La valeur trouvée pour l’acier sans Mo est proche de certaines valeurs obtenues expérimentalement en faisant varier la vitesse de trempe d’alliages Fe-Cr [43] (la concentration en Cr varie de 25 à 40 %wt). La différence de vitesse de trempe entraîne une hétérogénéité dans les fluctuations de concentration en chrome à l’état initial influençant le développement de la décomposition spinodale [43,44]. Les aciers industriels avec Mo étudiés dans les différentes études [24,25,38,41,42] ont été homogénéisés à différentes températures [1050 °C-1150 °C] et trempés dans différentes fonderies et réalisés par différents fondeurs, pourtant les aciers avec Mo suivent la même cinétique entre eux comme publié par Pareige et al.

La différence de composition peut également expliquer les deux valeurs d’exposant trouvées. Comme mentionné au début de ce chapitre, la différence de composition chimique entre les deux familles d’aciers ne se limite pas à l’écart de composition en Mo. En effet pour garder un ratio de ferrite constant lorsqu’on ajoute du Mo, élément alphagène, il est nécessaire d’augmenter la concentration en Ni, élément gammagène. Après des études sur des alliages ferritiques (monophasés) [9,26,45–47], il a été montré que le Ni accélère la cinétique de décomposition spinodale. La présence de Ni augmenterait l’amplitude de décomposition [9,48]. Plusieurs hypothèses ont été émises sur les raisons de cette effet du Ni. Le Ni diminuerait la contraintes élastiques entre α et α’ s’opposant à la démixtion comme nous l’avons vu dans la partie III.1.a ou/et augmenterait la force motrice de démixtion en élargissant la lacune de miscibilité, cette dernière hypothèse a été confirmée par Hayes et Hetherington [49]. La force motrice augmente avec la concentration en Ni pour des températures de vieillissement supérieures à 300 °C. La dernière hypothèse est que le Ni influencerait les coefficients d’interdiffusion contrôlant la démixtion. Dans tous les cas, la différence de concentration en Ni n’explique pas la différence d’exposant trouvée. En effet, d’après Brown et Smith [26], après une étude d’alliages modèles Fe-26Cr-XNi (X=0%, 3%, 5% et 8%at.) par sonde atomique il n’y a pas d’évolution de l’énergie d’activation, Q, (terme défini dans la suite de ce chapitre) entre un acier avec 5 ou 8 %at. La teneur en Ni influence donc uniquement le facteur prépuissance lié à la thermodynamique et non l’exposant effectif. Cette hypothèse est identique à celles de Solomon et Levinson .

Table des matières

Introduction générale
Chapitre I.Généralités et transformations de phases des aciers inoxydables austénoferritiques moulés durant le vieillissement thermique
I. Introduction
1. Contexte
2. Fabrication des pièces en aciers inoxydables austéno-ferritiques
3. Microstructure et différents éléments des aciers inoxydables austéno-ferritiques
II. Vieillissement et évolution des propriétés macroscopiques
III. Transformations de phase dans les aciers inoxydables austéno-ferritiques
1. Théorie thermodynamique de démixtion
2. Décomposition spinodale
3. Précipitation de la phase G
IV. Equivalence temps-température
V. Effets des transformations de phase sur le durcissement
1. Modèle de durcissement dans le cas de la décomposition spinodale
2. Modèle de durcissement pour la précipitation : cas de la phase G
3. Contribution totale de la cission critique
4. Liens entre durcissement et la dureté de la ferrite
VI. Principaux points
VII. Bibliographie
Chapitre 2 : Techniques d’analyses
I. Sonde atomique 3D
1. Principe
2. Reconstruction
3. Résolution spatiale et en masse
4. Mesure de composition : recouvrement isotopique et bruit de fond
5. Artéfacts
II. Traitement des données
1. Identification des phases par Iso Position
2. Caractérisation de la décomposition spinodale de la ferrite
3. Caractérisation de la phase G
4. Traitement statistique
III. Microdureté Vickers
IV. Bibliographie
Chapitre 3 : Traitement de restauration de différents aciers inoxydables austénoferritiques et étude de la cinétique de revieillissement
I. Traitements de restauration : Etat de l’art
II. Effet d’un traitement de recuit pendant 2 h à 550 °C
1. Présentation des matériaux
2. Caractérisation de la ferrite après vieillissement
3. Caractérisation de l’état recuit et comparaison
4. Comparaison avec la littérature et conclusions
III. Cinétique de revieillissement
1. Caractérisation des propriétés mécaniques
2. Caractérisation de la décomposition spinodale
3. Caractérisation de la phase G
IV. Conclusions et perspectives
V. Bibliographie
Chapitre 4 : Durcissement et contribution mécanique des transformations de phases
I. Etat de l’art sur le durcissement des aciers inoxydables austéno-ferritiques moulés et de la contribution de chaque phase
II. Présentation des matériaux
III. Caractérisation de la ferrite des différents aciers
1. Caractérisation mécanique
2. Caractérisation microstructurale
IV. Corrélation entre la microstructure et la dureté
1. Rappels des formules des modèles de durcissement
2. Détermination des forces d’obstacles – Paramétrage des modèles de durcissement
3. Rationalisation de la différence d’augmentation de la microdureté entre les aciers avec Mo et sans Mo. Effet de la phase G
4. Rationalisation de la différence d’augmentation de microdureté des aciers G-400, H-400, H-350 et I-400. Effet de la phase G
5. Etude de la contribution de la phase G dans la littérature
V. Conclusions et perspectives
VI. Bibliographie
Conclusion générale

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