Generalite sur la transformation des aciers

Généralités sur la transformation des aciers 

Les structures bainitique et martensitique s’obtiennent par trempe de la phase austénitique . Le rôle de la vitesse de trempe est de modifier la diffusion du carbone et donc la microstructure. La structure bainitique s’obtient pour des vitesses de trempe faibles, inférieures à 5°C/s, et la structure martensite pour des vitesses de trempe supérieures à 20°C/s. L’austénitisation est effectuée à des températures de l’ordre de 1100°C à 1200°C, avec des temps de maintien de l’ordre de 1 heure.

Rappelons que :
L’austénite (cristal parent) est de structure cubique faces centrées.
La martensite et la bainite sont de structure cubique centrée.
Les ferrites basse et haute températures, sont de structure cubique centrée.
La cémentite Fe3C est orthorhombique.

La bainite isotherme se présente sous forme de paquets de lattes de ferrite séparées par des phases résiduelles constituées principalement par de la cémentite. La bainite existe sous trois formes:

La bainite supérieure, formée de paquets de lattes (30µm à 50µm), composés de sous paquets de lattes fortement désorientés. Les sous paquets comprennent 5 à 10 lattes faiblement désorientées. La précipitation des carbures se fait sous forme de cémentite localisée aux joints de grains austénitiques et entre les lattes de ferrite.

La bainite inférieure se différentie de la bainite supérieure par des carbures de cémentite et de carbures ε, disposés à la fois entre les lattes et dans les lattes.

La bainite granulaire est composée d’une matrice ferritique et d’îlots de martensite/austénite. Cette structure est obtenue aux très faibles vitesses de refroidissement.

La martensite est constituée de lattes fines présentant de fortes désorientations. Le carbone se trouve en sursaturation dans le réseau cristallin et sous forme de très fins précipités dans les lattes.

Les transformations displacives

La transformation de l’austénite en martensite ou en bainite est de nature displacive, en opposition avec les transformations reconstructives. Dans une telle transformation, l’arrangement atomique du cristal parent, peut être altéré pour donner le produit final, soit:
• par rupture des liaisons atomiques et réarrangement des atomes. Cette transformation reconstructive n’intervient que si la diffusion est possible, c’est à dire si la température et le temps de la transformation le permettent.
• par déformation homogène de la maille initiale, ce qui correspond à une transformation displacive.

Ces transformations, auxquelles s’ajoutent les mécanismes de diffusion du carbone, gouvernent les microstructures et les propriétés mécaniques des aciers. Les matériaux utilisés dans ce mémoire, provenant d’une transformation displacive, seule cette transformation est étudiée. Si la transformation displacive est identique pour les deux microstructures, ce n’est pas le cas de la diffusion du carbone qui dépend de la vitesse de refroidissement. La transformation displacive altère la forme du cristal parent. Le changement de forme induit donc dans la matrice, des contraintes internes élevées qui se relaxent par déformations élastique et plastique de celle-ci. Afin de minimiser les contraintes, la croissance se fait sous forme de fines plaquettes ou lattes. Certains éléments peuvent être piégés lors de la transformation. Le piégeage d’atomes et les déformations induites sont peu favorables du point de vue de la thermodynamique. La transformation displacive, contrairement à la transformation reconstructive, peut être retardée, voire stabilisée par les débris de dislocations qui rendent difficile le déplacement des interfaces glissiles. Plusieurs théories phénoménologiques ont été proposées pour décrire le passage de l’austénite à la martensite.  Il est clair que la transformation qui conserve les droites est une transformation affine. D’un point de vue physique, le réseau parent a subi une déformation homogène.

Les variants et les plans d’habitat 

Les relations cristallographiques entre l’austénite et la martensite (bainite) sont bien définies, il s’agit des relations de :

KURDJUMOV ET SACHS (KS) : (011)α’// (111)γ et [111]α’// [110]γ
et NISHIYAMA ET WASSERMAN (NW) : (011)α’// (111)γ et [100 ]α’// [101]γ

Ces deux types de relations différent seulement d’un angle de 5,26° par rapport à l’axe [110]α’ . La relation KS signifie qu’un des 4 plans denses de l’austénite, coïncide avec l’un des 6 plans denses de la ferrite et qu’une des 3 directions denses de l’austénite reste parallèle à une des 2 directions denses de la ferrite. La relation NW conserve seulement le parallélisme des plans denses.

Les plans d’habitat qui correspondent aux plans des lattes, dépendent du taux de carbone. Pour des concentrations comprises ente 0,5 et 1,4%, les plans d’habitats correspondent aux plans (225) γ , approximativement parallèles à (112)α’ . Pour une concentration de carbone supérieure à 1,4%, le plan d’habitat est proche du plan (259) γ , c’est à dire proche de (111) α’.

L’existence de cémentite grossière dans la bainite est liée aux mécanismes de transformation. En effet, la bainite supérieure s’obtient dans le domaine des hautes températures et des fortes vitesses de refroidissement. L’austénite se transforme alors en ferrite bainitique, sursaturée en carbone. L’excès de carbone diffuse vers l’austénite non transformée et précipite sous forme de cémentite entre les lattes de ferrite. Dans la bainite inférieure, obtenue à plus basse température, la partition du carbone entre austénite et ferrite est plus lente et celui ci peut précipiter sous forme de fins carbures dans les lattes de ferrite . Dans la martensite, le carbone est en sursaturation et donne des carbures repartis dans les lattes.

La martensite

Si le refroidissement par trempe des aciers est suffisamment rapide en partant de l’état austénitique, la décomposition de la phase mère ne peut pas se faire par diffusion et l’on obtient de la martensite.

La transformation martensitique résulte d’un double processus : apparition d’un germe, puis propagation de celui-ci dans la matrice. Elle nécessite le franchissement d’une barrière énergétique (énergie d’activation) gouvernée par une énergie interfaciale γ/α et par une énergie de déformation. Cette dernière ne s’effectue qu’à partir d’une température Ar3 et s’accroît avec le différentiel de température (refroidissement). Elle est à l’origine de la force motrice de la transformation qui s’amorce pour un différentiel de température suffisant (voisin de 300°C pour les aciers au carbone et à l’azote). La température de début de transformation est notée Ms ≋ Ar3 – 300°C, elle dépend du taux de carbone et de la vitesse de refroidissement sauf pour une transformation martensitique totale où la vitesse de trempe influe peu. Par exemple, dans les aciers bas carbone, Ms ≋ 500°C (légèrement dépendant des éléments d’addition) pour les grandes vitesses (> 3000°C/s pour être 100% martensitique). A plus faible vitesse de trempe, la martensite est remplacée par d’autres constituants (ferrite aciculaire, ferrite polygonale, bainite).

Généralement, il existe plusieurs possibilités d’orientation de la martensite, appelées « variants ». Elles sont caractérisées par des plans d’habitats distincts et des cisaillements d’orientations différentes, mais de même type. Par exemple, dans un monocristal de fer austénitique, il existe 24 variants possibles. Initialement équiprobables, ils se forment de façon à accommoder leurs déformations respectives. Ce nombre conséquent de variants permet une transformation sans déformation macroscopique.

Lors du passage de la structure γ à la martensite α’, la transformation de BAIN fait en sorte que n’importe quel atome de carbone provoque toujours la même tétragonalité de la martensite, c’est à dire une orientation parallèle à [001]α’ et proche de [001]γ. La présence du carbone produit alors un allongement du paramètre cα, relativement au paramètre aα de la ferrite. Les paramètres cristallographiques de la martensite sont fonction du taux de carbone et sont donnés par la relation établie par Kurdjumov, à savoir :

cα’= aα + 0.116 C% pds
aα’= aα – 0.013 C% où aα est le paramètre de maille de la ferrite = 0.2866 nm

Nous avons vu que pour obtenir ces conditions d’orientation de plans invariants, il faut, deux cisaillements. Pour la martensite, il en existe deux types permettant de minimiser l’énergie de déformation du cristal :

❖Le glissement qui conduit à une martensite avec une forte densité de dislocations (de l’ordre de 10¹²/cm²). C’est la martensite dite en lattes.

❖Le maclage qui conduit à une martensite maclée ou micromaclée.

La vitesse à laquelle se produit la transformation martensitique impose une interface γ−α’ de type semi-cohérent, et donc la création de dislocations de transformation dont le vecteur de BURGERS est commun aux deux phases ou bien la création de macles. Le choix d’un mécanisme plutôt que l’autre dépend de la difficulté de créer les dislocations nécessaires au glissement donc de la limite d’élasticité de l’austénite et indirectement de la composition. En effet, la présence du carbone augmente fortement la limite d’élasticité, diminue la température Mp et réduit ainsi les possibilités de glissement des dislocations. L’apparition de la martensite en lattes ou maclée est donc en grande partie contrôlée par la proportion de carbone dans l’acier et/ou en solution dans l’austénite, avant la trempe [BHA92] et donc par les conditions d’austénitisation. Plus la quantité de carbone en solution est élevée, plus forte est la proportion de martensite maclée.

Table des matières

INTRODUCTION
CHAPITRE I : BIBLIOGRAPHIE
1 GENERALITE SUR LA TRANSFORMATION DES ACIERS
1-1 Les transformations displacives
1-2 Les variants et les plans d’habitat
1-3 Diffusion du carbone et mécanismes de nucléation et de croissance
1-4 La martensite
1-5 La bainite
1-5-1 Bainite supérieure
1-5-2 Bainite inférieure
1-5-3 La transition bainite supérieure/bainites inférieure
1-5-4 La bainite granulaire
1-6 Traitement de revenu de la bainite et de la martensite
2 MECANISMES ELEMENTAIRES DE LA DEFORMATION PLASTIQUE DES MONOCRISTAUX CC
2-1 Elasticité des monocristaux à structure cubique centrée
2-1-1 Anisotropie de l’élasticité des monocristaux de structure cubique centrée
2-2 Mécanismes élémentaires de déformation des cristaux de structure cubique centrée
2-2-1 Systèmes de glissement
2-2-2 Les mécanismes élémentaires
2-2-2-1 Déformation par doubles décrochements
2-2-2-2 Interactions des dislocations mobiles avec les arbres de la forêt
2-2-2-3 La tension de ligne
2-2-2-4 La dissociation du coeur des dislocations
2-2-2-5 Asymétrie du glissement de type {112}
2-2-2-6 Critère de Schmid
2-2-2-7 Rotation du réseau cristallin
2-2-3 Influence des impuretés sur le comportement des métaux CC
3 MODELISATION DU COMPORTEMENT DES MONOCRISTAUX ET POLYCRISTAUX CC
3-1 Loi d’écoulement
3-1-1 Ecoulement plastique
3-1-2 Ecoulement viscoplastique
3-2 Lois d’écrouissage
3-2-1 Modèles d’écrouissage phénoménologiques en microplasticité
3-2-2 Modèles d’écrouissage en plasticité cristalline intégrant la densité de glissement comme variable interne
3-3 Introduction d’effets d’échelle dans les mécanismes d’écrouissage
3-4 Modélisation du comportement du polycristal par transition d’échelles
3-4-1 Définition des échelles de travail
3-4-2 Différents modèles de changement d’échelle
3-4-2-1 Modèle de Taylor et dérivés
3-4-2-2 Modèles autocohérents
CHAPITRE II : ELABORATION ET CARACTERISATION DES MATERIAUX
1 MATERIAUX D’ORIGINE ET ELABORATION DES MATERIAUX
2 MICROSTRUCTURES DES MATERIAUX ELABORES
2-1 Structure bainitique revenue
2-2 Structure martensitique revenue
3 MICROSTRUCTURES DE DISLOCATIONS
3-1 Bainite
3-2 Martensite
4 COMPORTEMENT MECANIQUE DES MATERIAUX
CHAPITRE III : ANALYSES EXPERIMENTALES ET NUMERIQUES
1 INTRODUCTION
2 SIMULATION NUMERIQUE
2-1 Le modèle cristallin
2-2 Identification des lois de comportement
2-3 Maillages – Conditions aux limites- Représentation des joints de grains
2-3-1 Maillage de la structure
2-3-2 Représentation des joints de grains
2-3-3 Conditions aux limites
3 ETUDE EXPERIMENTALE ET NUMERIQUE DE LA BAINITE REVENUE
3-1 Etude expérimentale de la bainite revenue
3-2 Simulation numérique de la bainite revenue
4 ANALYSE EXPERIMENTALE ET NUMERIQUE DE LA MARTENSITE REVENUE
4-1 Etude expérimentale de la martensite revenue
4-2 Simulation numérique de la martensite revenue
5 DISCUSSION DES RESULTATS
CHAPITRE IV : ETUDE PARAMETRIQUE
1 ETUDE DU COMPORTEMENT MONCRISTALLIN
1-1 Monocristaux de ferrite
1-2 Comportement de ‘monocristaux’ de bainite et de martensite
2 ETUDE DES CONDITIONS AUX LIMITES. INFLUENCE D’UNE COUCHE DE MILIEU HOMOGENE EQUIVALENT
2-1 Bainite
2-1-1 Résultats des simulations
2-1-2 Analyse des résultats
2-2 MARTENSITE
2-2-1 Caractérisation de l’agrégat
2-2-2 Résultats des simulations
3 ROLE DE LA MICROSTRUCTURE
3-1 Morphologie identique – orientation des lattes aléatoires
3-2 Morphologie modifiée et orientations inchangées
CONCLUSION

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